dissertaÇÃo de mestrado “estudo da cinÉtica de...
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DISSERTAÇÃO DE MESTRADO
“ESTUDO DA CINÉTICA DE RECRISTALIZAÇÃO NUM
AÇO IF ESTABILIZADO AO TITÂNIO COM ADIÇÃO DE
SILÍCIO”
CARLOS ROBERTO GUINÂNCIO CARVALHO
Dezembro de 2004
GOVERNO DO ESTADO DE SÃO PAULOFACULDADE DE ENGENHARIA QUIMICA DE LORENA – FAENQUILDEPARTAMENTO DE ENGENHARIA DE MATERIAIS - DEMARPROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS - PPGEM
DISSERTAÇÃO DE MESTRADO
“ESTUDO DA CINÉTICA DE RECRISTALIZAÇÃO NUM
AÇO IF ESTABILIZADO AO TITÂNIO COM ADIÇÃO DE
SILÍCIO”
CARLOS ROBERTO GUINÂNCIO CARVALHO
Dissertação de Mestrado apresentada ao corpo docente
do Programa de Pós-graduação em Engenharia de
Materiais da Faculdade de Engenharia Química de
Lorena como parte dos requisitos para obtenção do
título de “MESTRE EM ENGENHARIA DE
MATERIAIS”
Área de Concentração: Materiais Metálicos, Cerâmicos e Poliméricos.
Orientador: Dr. Hugo Ricardo Zschommler Sandim
Comissão Examinadora:
Dr. Hugo Ricardo Zschommler Sandim – DEMAR, FAENQUIL
Dr. Fernando José Gomes Landgraf - IPT
Dr. Miguel Justino Ribeiro Barboza – DEMAR, FAENQUIL
Dezembro/2004
GOVERNO DO ESTADO DE SÃO PAULOFACULDADE DE ENGENHARIA QUIMICA DE LORENA – FAENQUILDEPARTAMENTO DE ENGENHARIA DE MATERIAIS - DEMARPROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS - PPGEM
Ficha Catalográfica Elaborada pela Biblioteca Especializada em Engenharia de Materiais
DEMAR/FAENQUIL
Carvalho, Carlos Roberto Guinâncio C331e Estudo da cinética de recristalização num aço IF estabilizado ao titânio
com adição de silício/ Carlos Roberto Guinâncio Carvalho. – Lorena, 2004.– Lorena, 2004
160f.: il.; 30cm.
Dissertação (Mestrado em Engenharia de Materiais) – Faculdade de Engenharia Química de Lorena. Departamento de Engenharia de Materiais.
Orientador: Hugo Ricardo Zschommler Sandim
1. Aço IF 2. Deformação plástica 3. Cinética de recristalização 4. Textura 5. Expoente de Avrami I. Sandim, Hugo Ricardo Zschommler, Orient. II. Título.
AGRADECIMENTOS
Ao DEMAR/FAENQUIL pela oportunidade de realização do mestrado.
Ao Prof. Dr. Hugo Ricardo Zschommler Sandim pela orientação.
A todos os professores do curso de Mestrado em Engenharia de Materiais do
DEMAR/FAENQUIL pelos conhecimentos transmitidos, que sem dúvida serão de
grande valor na minha vida profissional.
Ao Prof. Dr. Nelson Batista de Lima do IPEN, pela realização das caracterizações
da textura das amostras deformadas.
À Companhia Siderúrgica Nacional, pelos recursos disponibilizados, que
permitiram a realização das atividades experimentais deste trabalho. Um agradecimento
especial às equipes dos laboratórios de tratamentos térmicos e metalografia pela ajuda
na realização das tarefas.
A todos aqueles que direta ou indiretamente contribuiram para que este trabalho
fosse realizado.
À minha família, pela compreensão e apoio nas horas de estudo.
A Deus, por tudo.
Sumário
Lista de Tabelas i
Lista de Figuras vi
Lista de abreviaturas, siglas e símbolos xvi
Resumo xx
Abstract xxi
1 Introdução, objetivos e justificativas 1
2 Revisão bibliográfica 3
2.1 Deformação plástica 3
2.1.1 Aspectos gerais 3
2.1.2 Micromecanismos da deformação 3
2.1.3 Energia armazenada na deformação 5
2.1.3.1 Energia das discordâncias 5
2.1.4 Microestrutura de metais com alta EDE deformados plasticamente 7
2.1.5 Textura cristalográfica 9
2.1.5.1 Texturas de laminação a frio dos materiais CCC 11
2.1.6 Heterogeneidade microestrutural na deformação 13
2.1.6.1 Bandas de deformação e bandas de transição 15
2.1.6.2 Bandas de cisalhamento 15
2.2 Mecanismos de restauração das propriedades e microestrutura 16
2.2.1 Os tipos de contornos 16
2.2.2 A migração dos contornos 17
2.3 Recuperação 19
2.3.1 Aspectos gerais 19
2.3.2 Variáveis que influenciam na recuperação 21
2.3.3 Crescimento dos subgrãos durante a recuperação 23
2.3.4 O efeito das partículas na recuperação 25
2.4 Recristalização 26
2.4.1 Aspectos gerais 26
2.4.2 A nucleação da recristalização 27
2.4.3 As leis da recristalização 28
2.4.4 Variáveis influentes na recristalização 29
2.4.4.1 A quantidade de deformação e o tipo de carregamento 29
2.4.4.2 A orientação dos grãos 30
2.4.4.3 O tamanho de grão inicial 31
2.4.4.4 Efeito da presença de solutos 32
2.4.4.5 Efeito das partículas 34
2.4.4.5.1 Nucleação estimulada por partículas (NEP) 37
2.4.4.6 O efeito da temperatura de deformação 39
2.4.4.7 O efeito da temperatura de recozimento 39
2.4.5 Competição entre a recuperação e a recristalização 41
2.5 Cinética de recristalização primária 42
2.5.1 Modelo de Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov (modelo JMAK) 42
2.5.1.1 Descrição do modelo 43
2.5.2 Método do caminho microestrutural (MPM) 47
2.5.3 Cinética de recristalização em materiais reais 50
2.6 A microestrutura recristalizada 54
2.6.1 O tamanho final de grão após a recristalização 54
2.6.2 A evolução da microestrutura na recristalização 54
3 Materiais e métodos 58
3.1 Material 58
3.2 Métodos 59
3.2.1 Deformação a frio 59
3.2.2 Preparação dos CPs para recozimento 63
3.2.3 Recozimento 63
3.2.4 Preparação de amostras para metalografia 64
3.2.5 Caracterização microestrutural 65
3.2.6 Medidas de microdureza 66
3.2.7 Preparação de amostras deformadas para análise de textura 68
3.2.8 Análise da textura de deformação 68
3.2.9 Cálculo da fração amolecida 68
3.2.10 Cálculo da energia de ativação aparente para a recristalização 69
3.2.11 Cálculo do expoente de Avrami “n” 70
4 Resultados e discussão 71
4.1 Composição química do aço 71
4.2 Curvas de amolecimento 71
4.2.1 Dureza média das amostras após tratamentos térmicos iniciais 71
4.2.2 Cinética de amolecimento 73
4.2.3 Cinética de recristalização 78
4.3 Energia de ativação aparente para recristalização (Qap) 89
4.4 Evolução microestrutural 93
4.4.1 Microestrutura da matéria-prima original (esboço) 93
4.4.2 Microestruturas das amostras recozidas 95
4.4.3 Tamanho de grão final das amostras recristalizadas 114
4.5 Textura de deformação das amostras laminadas 114
5 Conclusões 119
6 Referências bibliográficas 121
7 Apêndice 128
7.1 Perfil de microdureza das amostras após tratamentos térmicos com
diferentes tempos
129
7.2 Fração amolecida das amostras após tratamentos térmicos com
diferentes tempos
147
7.3 Cinética de recristalização pelo modelo de JMAK 153
7.4 Ábacos de Bunge para interpretação das FDOCs 159
i
Lista de Tabelas
Tabela 2.1 Energia de defeito de empilhamento de diferentes metais. 4
Tabela 2.2 Sistemas de deslizamento em metais cúbicos. 7
Tabela 2.3 Orientações pertencentes ao sistema CFC. 11
Tabela 2.4 Componentes de textura típicas dos metais CCC laminados a
frio.
13
Tabela 2.5 Valores de expoente JMAK em função do tipo de nucleação
e da dimensionalidade do sistema.
44
Tabela 3.1 Composição química do aço IF estabilizado com Ti e
microadicionado com Si ( em % em peso).
58
Tabela 3.2 Seqüência de laminação a frio do aço IF para 70% de
redução de espessura.
60
Tabela 3.3 Seqüência de laminação a frio do aço IF para 80% de
redução de espessura.
61
Tabela 3.4 Seqüência de laminação a frio do aço IF para 90% de
redução de espessura.
62
Tabela 4.1 Dureza média após tratamentos térmicos iniciais por 0,5 h. 72
Tabela 4.2 Valores médios de microdureza Vickers após tratamentos
térmicos de recozimento nas amostras deformadas 70% em
laminação a frio.
74
ii
Tabela 4.3 Valores médios de microdureza Vickers após tratamentos
térmicos de recozimento nas amostras deformadas 80% em
laminação a frio.
75
Tabela 4.4 Valores médios de microdureza Vickers após tratamentos
térmicos de recozimento nas amostras deformadas 90% em
laminação a frio.
76
Tabela 4.5 Fração amolecida (A) ou fração volumétrica recristalizada
(XV) para cada condição de recozimento no material
deformado 70% por laminação a frio.
80
Tabela 4.6 Fração amolecida (A) ou fração volumétrica recristalizada
(XV) para cada condição de recozimento no material
deformado 80% por laminação a frio.
81
Tabela 4.7 Fração amolecida (A) ou fração volumétrica recristalizada
(XV) para cada condição de recozimento no material
deformado 90% por laminação a frio.
82
Tabela 4.8 Planilha de cálculo da cinética de recristalização primária
pelo modelo JMAK, do aço IF Ti-Si deformado 70% por
laminação a frio.
83
Tabela 4.9 Planilha de cálculo da cinética de recristalização primária
pelo modelo JMAK, do aço IF Ti-Si deformado 80% por
laminação a frio.
84
Tabela 4.10 Planilha de cálculo da cinética de recristalização primária
pelo modelo JMAK, do aço IF Ti-Si deformado 90% por
laminação a frio.
85
iii
Tabela 4.11 Valores do expoente de Avrami “n” e da constante “B” para
cada quantidade de deformação a frio e temperatura de
recozimento.
86
Tabela 4.12 Taxas de amolecimento dos CPs deformados 70, 80 e 90 %
e recozidos em diferentes temperaturas.
90
Tabela 4.13 Valores de energia de ativação aparente para a
recristalização do aço IF Ti-Si.
92
Tabela 4.14 Tamanho de grão ferrítico médio (em μm) das amostras
recristalizadas.
114
Tabela 7.1.1 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 70% /
TRECOZ = 600°C.
129
Tabela 7.1.2 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 70% /
TRECOZ = 660°C.
130
Tabela 7.1.3 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 70% /
TRECOZ = 680°C.
131
Tabela 7.1.4 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 70% /
TRECOZ = 700°C.
132
Tabela 7.1.5 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 70% /
TRECOZ = 750°C.
133
Tabela 7.1.6 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 70% /
TRECOZ = 800°C.
134
Tabela 7.1.7 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 80% /
TRECOZ = 600°C.
135
iv
Tabela 7.1.8 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 80% /
TRECOZ = 660°C.
136
Tabela 7.1.9 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 80% /
TRECOZ = 680°C.
137
Tabela 7.1.10 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 80% /
TRECOZ = 700°C.
138
Tabela 7.1.11 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 80% /
TRECOZ = 750°C.
139
Tabela 7.1.12 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 80% /
TRECOZ = 800°C.
140
Tabela 7.1.13 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 90% /
TRECOZ = 600°C.
141
Tabela 7.1.14 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 90% /
TRECOZ = 660°C.
142
Tabela 7.1.15 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 90% /
TRECOZ = 680°C.
143
Tabela 7.1.16 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 90% /
TRECOZ = 700°C.
144
Tabela 7.1.17 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 90% /
TRECOZ = 750°C.
145
Tabela 7.1.18 Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 90% /
TRECOZ = 800°C.
146
v
Tabela 7.2.1 Fração amolecida “A” ou recristalizada “X V” para 70% de
redução.
147
Tabela 7.2.2 Fração amolecida “A” ou recristalizada “X V” para 80% de
redução.
149
Tabela 7.2.3 Fração amolecida “A” ou recristalizada “X V” para 90% de
redução.
151
Tabela 7.3.1 Planilha de cálculo da cinética de recristalização do aço IF
Ti-Si deformado 70% por laminação a frio.
153
Tabela 7.3.2 Planilha de cálculo da cinética de recristalização do aço IF
Ti-Si deformado 80% por laminação a frio.
155
Tabela 7.3.3 Planilha de cálculo da cinética de recristalização do aço IF
Ti-Si deformado 90% por laminação a frio.
157
vi
Lista de Figuras
Figura 2.1 Variação do tamanho de célula e desorientação em ferro
deformado por laminação, em função da orientação individual
dos grãos.
6
Figura 2.2 Variação do tamanho de célula em Fe em função da
deformação verdadeira em laminação.
7
Figura 2.3 Desenho esquemático de microestruturas no estado encruado
em amostras após: (a) deformações intermediárias (ε = 0,06 –
0,80) e (b) grandes deformações (ε > 1).
9
Figura 2.4 Textura ou componente de textura {001}<110> numa chapa. 9
Figura 2.5 Definição dos ângulos de Euler conforme a Notação de Bunge
(ϕ1, φ e ϕ2).
10
Figura 2.6 Mapas de orientação conforme a notação de Bunge para
interpretação das FDOC, para seções de ϕ2 = 0º e 45º .
11
Figura 2.7 Seção de ϕ2 = 45º mostrando as orientações pertencentes às
fibras DL e DN.
12
Figura 2.8 (a) Seção ϕ2 = 0º segundo a notação de Bunge, de um aço IF
laminado 60% a frio; (b) idem para a seção ϕ2 = 45º .
13
Figura 2.9 Aspecto microestrutural da seção DL-DN de um aço IF
laminado a frio com 80% de redução.
14
Figura 2.10 Variação da mobilidade do contorno de grão com a temperatura
e quantidade de redução a frio em aço IF-Ti.
18
vii
Figura 2.11 Representação esquemática da evolução microestrutural nos
vários estágios da recuperação de um material deformado
plasticamente.
19
Figura 2.12 A recuperação de alumínio puro deformado 75% em
compressão, aquecido a uma taxa de 6°C/min. e estudado por
medidas de calorimetria, resistividade elétrica e dureza.
21
Figura 2.13 Recuperação do ferro deformado 5% a 0°C: (a) dureza da
amostra em função do tempo de recozimento; (b) idem (a) ,
com a escala do tempo na forma logarítmica; (c) mudança da
energia de ativação durante a recuperação.
22
Figura 2.14 Representação esquemática do mecanismo de rotação e
coalescência de subgrãos, conforme proposto por Hu.
24
Figura 2.15 Tamanho de subgrão limitado por partícula em aços carbono. 25
Figura 2.16 Curva típica da cinética de recristalização durante recozimento
isotérmico.
27
Figura 2.17 Efeito da deformação em tensão na cinética de recristalização
de alumínio recozido a 350°C.
29
Figura 2.18 Temperatura de recristalização do cobre em função do modo de
deformação aplicado.
30
Figura 2.19 Representação esquemática da dependência da taxa de
nucleação com a orientação em ferro deformado.
30
Figura 2.20 Cinética de recristalização a 225°C do cobre laminado a frio
com 93% de redução, de diferentes tamanhos de grão inicial.
(a) fração recristalizada; (b) gráfico JMAK.
32
viii
Figura 2.21 Efeito da presença de traços de Fe em solução sólida no Al após
laminação a frio com redução de 80% e recozimento.
33
Figura 2.22 O efeito do espaçamento interpartícula na recristalização de
monocristais de Al-Cu reduzidos 60% por laminação a frio e
recozidos a 305º C. (a) Tempo para 50% de recristalização; (b)
Tamanho de grão após recristalização.
35
Figura 2.23 O efeito de tamanho de partícula na recristalização em liga Al-
Si reduzida 50% por laminação a frio e recozida a 300º C. (a)
Tempo para 50% de recristalização; (b) Tamanho de grão após
recristalização.
35
Figura 2.24 Diagrama esquemático simplificado dos efeitos combinados do
tamanho e fração volumétrica das partículas e da deformação
prévia, no mecanismo e na cinética da recristalização.
36
Figura 2.25 Anéis de discordâncias circundando partículas, conforme
mecanismo proposto por Orowan.
37
Figura 2.26 Orientação do material nas vizinhanças de partícula em liga de
alumínio deformada 60% a frio.
38
Figura 2.27 O efeito da redução em laminação e tamanho de partícula na
ocorrência de NEP.
39
Figura 2.28 (a) Efeito da temperatura de recozimento na liga Fe-3,5%Si
deformada 60%; (b) gráfico de Arrhenius do tempo para 50%
de recristalização.
40
Figura 2.29 Variação da dureza residual durante recozimento em metais de
alta EDE (alumínio).
42
ix
Figura 2.30 Gráfico JMAK para a cinética de recristalização do alumínio
contendo 0,0068 at% de cobre, deformado 40% por laminação.
46
Figura 2.31 ln[-ln(1-f)] vs. ln t, onde f é a fração recristalizada e t é o tempo
para a recristalização (em segundos).
47
Figura 2.32 Efeito da recuperação na recristalização do ferro. 52
Figura 2.33 Relação entre o expoente “n” previsto pela equação JMAK
clássica e o expoente médio “nav” previsto pela equação JMAK
modificada.
53
Figura 2.34 Descrição esquemática da evolução da microestrutura em
quatro estágios. (1) nucleação em grãos com alta energia
armazenada; (2) crescimento dos núcleos em grãos com alta
energia; (3) crescimento dos núcleos para dentro de outros
grãos de menor energia; (4) fim do processo quando os grãos
recristalizados entram em contato.
54
Figura 2.35 Determinação da cinética de recristalização de um aço IF
laminado 75% a frio, usando as medidas de dureza.
56
Figura 2.36 Relação entre a fração amolecida e a fração recristalizada para
o alumínio (maior EDE) e para o cobre (menor EDE).
56
Figura 3.1 Representação esquemática do modo de amostragem adotado
no presente estudo.
59
Figura 3.2 Representação esquemática da redução de espessura durante a
laminação.
60
Figura 3.3 Representação esquemática dos CPs preparados para o estudo
da recristalização.
63
x
Figura 3.4 (a) Desenho esquemático do corte realizado nas amostras
recozidas; (b) seção de corte preparada para análise
metalográfica e medição de microdureza.
64
Figura 3.5 Representação esquemática dos pontos de medição de
microdureza nas amostras com 70% de redução.
67
Figura 3.6 Representação esquemática dos pontos de medição de
microdureza nas amostras com 80% de redução.
67
Figura 3.7 Representação esquemática dos pontos de medição de
microdureza nas amostras com 90% de redução.
68
Figura 4.1 Variação da dureza do aço IF Ti-Si em função da temperatura
de recozimento.
72
Figura 4.2 Redução contínua da dureza com o progresso da recristalização
para o aço IF Ti-Si com 70% de redução a frio.
74
Figura 4.3 Redução contínua da dureza com o progresso da recristalização
para o aço IF Ti-Si com 80% de redução a frio.
75
Figura 4.4 Redução contínua da dureza com o progresso da recristalização
para o aço IF Ti-Si com 90% de redução a frio.
76
Figura 4.5 Cinética do amolecimento ou da recristalização do aço IF Ti-Si
laminado 70 % a frio.
80
Figura 4.6 Cinética do amolecimento ou da recristalização do aço IF Ti-Si
laminado 80 % a frio.
81
Figura 4.7 Cinética do amolecimento ou da recristalização do aço IF Ti-Si
laminado 90 % a frio.
82
xi
Figura 4.8 Gráficos JMAK da cinética de recristalização primária do aço
IF Ti-Si deformado 70% por laminação a frio e recozido em
banho de sal.
83
Figura 4.9 Gráficos JMAK da cinética de recristalização primária do aço
IF Ti-Si deformado 80% por laminação a frio e recozido em
banho de sal.
84
Figura 4.10 Gráficos JMAK da cinética de recristalização primária do aço
IF Ti-Si deformado 90% por laminação a frio e recozido em
banho de sal.
85
Figura 4.11 Energia de ativação aparente de recristalização do aço IF Ti-Si
com redução de 70%.
90
Figura 4.12 Energia de ativação aparente de recristalização do aço IF Ti-Si
com redução de 80%.
91
Figura 4.13 Energia de ativação aparente de recristalização do aço IF Ti-Si
com redução de 90%.
91
Figura 4.14 Energia de ativação aparente média do aço IF Ti-Si. 92
Figura 4.15 Aspecto microestrutural da matéria-prima empregada no
estudo, na condição imediatamente antes do processo de
laminação a frio. (a) e (b) regiões próximas à superfície (c) e
(d) regiões próximas ao meio da espessura do esboço.
94
Figura 4.16 (a) a (f) – Aspectos microestruturais observados nas amostras
deformadas 70% e recozidas em diferentes tempos a 660º C.
Ampliação: 200 x.
97
xii
Figura 4.17 (a) a (f) – Aspectos microestruturais observados nas amostras
deformadas 80% e recozidas em diferentes tempos a 660º C.
Ampliação: 200 x.
99
Figura 4.18 (a) a (f) – Aspectos microestruturais observados nas amostras
deformadas 90% e recozidas em diferentes tempos a 660º C.
Ampliação: 200 x.
101
Figura 4.19 (a) a (e) – Aspectos microestruturais observados nas amostras
deformadas 70% e recozidas em diferentes tempos a 750º C.
Ampliação: 200 x.
103
Figura 4.20 (a) a (e) – Aspectos microestruturais observados nas amostras
deformadas 80% e recozidas em diferentes tempos a 750º C.
Ampliação: 200 x.
105
Figura 4.21 (a) a (e) – Aspectos microestruturais observados nas amostras
deformadas 90% e recozidas em diferentes tempos a 750º C.
Ampliação: 200 x.
107
Figura 4.22 Aspectos microestruturais observados na amostra deformada
80% e recozida a 600º C por 8 horas. Ampliações: (a) 200x;
(b) 500x.
108
Figura 4.23 Aspectos microestruturais observados na amostra deformada
90% e recozida a 600º C por 8 horas. Ampliações: (a) 200x;
(b) 500x.
109
Figura 4.24 Imagem de elétrons retroespalhados da amostra deformada
80 % e recozida a 600º C por 8 h.
112
Figura 4.25 Imagem de elétrons retroespalhados, com maior ampliação, da
amostra deformada 80 % e recozida a 600º C por 8 h.
112
xiii
Figura 4.26 Imagem de elétrons retroespalhados da amostra deformada
90 % e recozida a 600º C por 8 h.
113
Figura 4.27 Imagem de elétrons retroespalhados, com maior ampliação, da
amostra deformada 90 % e recozida a 600º C por 8 h.
113
Figura 4.28 (a) FDOC do aço IF Ti-Si com 70 % de redução na seção de
ϕ2 = 0º ; (b) idem a (a) para ϕ2 = 45º ; (c) escala de intensidades
de orientação em relação a uma textura aleatória.
115
Figura 4.29 (a) FDOC do aço IF Ti-Si com 80 % de redução na seção de
ϕ2 = 0º ; (b) idem a (a) para ϕ2 = 45º ; (c) escala de
intensidades de orientação em relação a uma textura
aleatória.
116
Figura 4.30 (a) FDOC do aço IF Ti-Si com 90 % de redução na seção de
ϕ2 = 0º ; (b) idem a (a) para ϕ2 = 45º ; (c) escala de intensidades
de orientação em relação a uma textura aleatória.
117
Figura 7.1.1 Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 600º C. 129
Figura 7.1.2 Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 660º C. 130
Figura 7.1.3 Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 680º C. 131
Figura 7.1.4 Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 700º C. 132
Figura 7.1.5 Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 750º C. 133
Figura 7.1.6 Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 800º C. 134
Figura 7.1.7 Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 600º C. 135
xiv
Figura 7.1.8 Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 660º C. 136
Figura 7.1.9 Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 680º C. 137
Figura 7.1.10 Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 700º C. 138
Figura 7.1.11 Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 750º C. 139
Figura 7.1.12 Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 800º C. 140
Figura 7.1.13 Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 600º C. 141
Figura 7.1.14 Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 660º C. 142
Figura 7.1.15 Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 680º C. 143
Figura 7.1.16 Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 700º C. 144
Figura 7.1.17 Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 750º C. 145
Figura 7.1.18 Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 800º C. 146
Figura 7.2.1 Gráficos individuais da evolução do amolecimento ou da fração
volumétrica recristalizada do aço IF Ti-Si deformado 70% por
laminação a frio.
(a) Trecoz.= 600º C; (b) Trecoz.= 660º C; (c) Trecoz.= 680º C;
(d) Trecoz.= 700º C; (e)Trecoz.= 750º C; (f)Trecoz.= 800º C.
148
Figura 7.2.2 Gráficos individuais da evolução do amolecimento ou da fração
volumétrica recristalizada do aço IF Ti-Si deformado 80% por
laminação a frio.
(a) Trecoz.= 600º C; (b) Trecoz.= 660º C; (c) Trecoz.= 680º C;
(d) Trecoz.= 700º C; (e)Trecoz.= 750º C; (f)Trecoz.= 800º C.
150
xv
Figura 7.2.3 Gráficos individuais da evolução do amolecimento ou da fração
volumétrica recristalizada do aço IF Ti-Si deformado 90% por
laminação a frio.
(a) Trecoz.= 600º C; (b) Trecoz.= 660º C; (c) Trecoz.= 680º C;
(d) Trecoz.= 700º C; (e)Trecoz.= 750º C; (f)Trecoz.= 800º C.
152
Figura 7.3.1 Gráficos individuais da cinética de recristalização pelo modelo
JMAK, do aço IF Ti-Si deformado 70% por laminação a frio.
(a) Trecoz.= 600º C; (b) Trecoz.= 660º C; (c) Trecoz.= 680º C;
(d) Trecoz.= 700º C; (e)Trecoz.= 750º C; (f)Trecoz.= 800º C.
154
Figura 7.3.2 Gráficos individuais da cinética de recristalização pelo modelo
JMAK, do aço IF Ti-Si deformado 80% por laminação a frio.
(a) Trecoz.= 600º C; (b) Trecoz.= 660º C; (c) Trecoz.= 680º C;
(d) Trecoz.= 700º C; (e)Trecoz.= 750º C; (f)Trecoz.= 800º C.
156
Figura 7.3.3 Gráficos individuais da cinética de recristalização pelo modelo
JMAK, do aço IF Ti-Si deformado 90% por laminação a frio.
(a) Trecoz.= 600º C; (b) Trecoz.= 660º C; (c) Trecoz.= 680º C;
(d) Trecoz.= 700º C; (e)Trecoz.= 750º C; (f)Trecoz.= 800º C.
158
xvi
Lista de abreviaturas, siglas e símbolos
Abreviaturas e siglas
ABNT Associação Brasileira de Normas Técnicas
CCC Cúbico de corpo centrado
CFC Cúbico de faces centradas
CP Corpo-de-prova
CPs Corpos-de-prova
CSN Companhia Siderúrgica Nacional
D.P. Desvio-padrão
DDW “dislocation dense walls” (paredes de discordâncias)
Def. Deformação
DEMAR Departamento de Engenharia de Materiais
DL Direção de laminação
DN Direção normal à direção de laminação
DT Direção transversal à direção de laminação
Esp. Espessura
EBSD “Electron Backscatering Difraction”(difração de elétrons retroespalhados)
EDE Energia de defeito de empilhamento
Eq. Equação
FAENQUIL Faculdade de Engenharia Química de Lorena
FDOC Função de distribuição de orientação cristalina
FDOCs Funções de distribuição de orientações cristalinas
IF “Intertitial Free”(Livre de intersticiais)
JMAK Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov
LB “Lamellar boundaries” (contornos lamelares)
MB “microbands” (micro-bandas)
MEV Microscópio eletrônico de varredura
NEP Nucleação estimulada por partículas
P.A. Para análise
RH Técnica de desgaseificação a vácuo de aço líquido
xvii
Símbolos
% Percentual ou porcentagem
(hkl) Índice de um plano cristalográfico específico
[uvw] Índice de Miller de uma direção cristalográfica específica
{hkl} Índices de uma família de planos cristalográficos
<uvw> Índices de Miller de uma família de direções cristalográficas
{hkl}<uvw> Componentes de textura para simetria de chapas
A Amolecimento ou fração amolecida
a Maior semi-eixo do esferóide
a(t-τ) Maior semi-eixo, no tempo “t”, do esferóide nucleado no tempo “ τ”
α-Fe Ferro-alfa (ferrita) – fase sólida do metal ferro com estrutura cristalina
ccc
B Constante da equação de JMAK ou equação de Avrami
cal Caloria
δ Delta; constante
D Tamanho dos subgrãos
ε Deformação verdadeira; epsilon
ED Energia armazenada com a deformação
Euvw Energia acumulada segundo uma orientação específica
f Fator de forma
Fv Fração volumétrica
G Módulo de cisalhamento
g Grama (unidade de massa)
G� Taxa de crescimento
gf Grama-força (unidade de força)
G(t) Taxa de migração da interface
γ-Fe Ferro-gama (austenita) - fase sólida do metal ferro com estrutura
cristalina cfc
h Hora (unidade de tempo)
H Dureza média da amostra
hf Espessura final
hi Espessura inicial
xviii
H(XV) Dureza do material parcialmente recristalizado
H(XV=0) Dureza do material na condição totalmente encruado
H(XV=1) Dureza do material na condição totalmente recristalizado
He Microdureza do material totalmente encruado
Hi Microdureza do material parcialmente recristalizado
Hr Microdureza do material totalmente recristalizado
HRB Dureza na escala Rockwell B
HV0,2kgf Microdureza na escala Vickers com peso de 0,2 kgf
J Joule
ϕ1, φ, ϕ2 Ângulos de Euler segundo a notação de Bunge
KS Fator de forma
KV Fator de forma
K Kelvin (unidade de temperatura)
kgf Quilograma-força (unidade de força)
kJ QuiloJoule
M Mobilidade do contorno de grão
M0 Constante de mobilidade
min Minuto (unidade de tempo)
mL Mililitro (unidade de volume)
mm Milímetro (unidade de comprimento)
mol mol
mW Miliwatt (unidade de potência elétrica)
μm Micrometro (unidade de comprimento)
n Expoente de Avrami
nav Expoente médio local
N� Taxa de nucleação
n70 Expoente de Avrami para amostras com 70% de redução a frio
n80 Expoente de Avrami para amostras com 80% de redução a frio
n90 Expoente de Avrami para amostras com 90% de redução a frio
º C Graus centígrados ou Celsius
π Pi
%-p Porcentagem em peso
xix
ppm Parte por milhão
Q Energia de ativação
Qap Energia de ativação aparente
Qg Energia de ativação de crescimento
Qn Energia de ativação de nucleação
R Constante universal dos gases, igual a 1,987 cal.mol-1K-1 ou
8,31 J.mol-1K-1
r Constante; raio do núcleo em crescimento
_
rCoeficiente de anisotropia normal
rpm Rotações por minuto
s Segundo (unidade de tempo); constante; raio do núcleo em crescimento
S(t-t) Área interfacial, no tempo “t”, de um grão nucleado no tempo “ τ”
Sv Área interfacial por unidade de volume
T Temperatura
t Tempo
t0,5 Tempo para 50 % de recristalização
Tf Temperatura de fusão
Trecoz. Temperatura de recozimento
V Volume recristalizado
V(t-t) Volume, no tempo “t” , de um grão nucleado no tempo “ τ”
VEX Volume extendido
wt% “Weight percent” (porcentagem em peso)
Xv Fração recristalizada
XVEX Fração recristalizada extendida
ψ, θ, φ Ângulos de Euler
xx
Resumo
Os aços livres de intersticiais ou IF (interstitial-free) são amplamente utilizados na
indústria automobilística na produção de peças estampadas, devido às suas
características favoráveis de textura e elevadas anisotropia normal (r) e
estampabilidade profunda. A crescente evolução na utilização comercial destes tipos de
aço tem motivado a busca no desenvolvimento de novas ligas capazes de atender a
requisitos críticos de estampagem e resistência mecânica otimizada. O presente trabalho
aborda os aspectos referentes à cinética de recristalização primária de um aço IF
estabilizado com Ti e contendo teores residuais mais elevados de Si. Silício foi
adicionado intencionalmente para endurecer a matriz ferrítica por solução sólida (cerca
de 0,09%-peso). Amostras representativas laminadas a quente deste material com
espessura inicial de 32 mm foram laminadas a frio com reduções de 70, 80 e 90% e
posteriormente recozidas isotermicamente em forno de banho de sal em temperaturas
entre 600 e 800º C em diferentes tempos. São apresentados os resultados da cinética de
recristalização primária do aço para cada ciclo de recozimento e de sua evolução
microestrutural desde o estado encruado até a completa recristalização. A
microestrutura no estado encruado contém grãos subdivididos por heterogeneidades de
deformação (bandas de transição) e outros onde a deformação parece ter ocorrido de
modo mais homogêneo. A energia de ativação aparente envolvida no amolecimento do
material durante o recozimento foi determinada e variou de 190 a 225 kJ/mol,
dependendo da deformação prévia. O expoente de Avrami determinado
experimentalmente a partir das curvas da cinética de amolecimento baseadas no modelo
JMAK indicaram valores de n ≅ 1.
xxi
Abstract
Interstitial-Free (IF) steels are often used by automotive industry for deep drawing car
parts, owing to its good texture, high normal r -value and deep drawability
characteristics. The commercial growth of these steels has motivated the search for
developing new alloys for critical drawing applications and optimized mechanical
behavior. The present work shows the main microstructural aspects concerning the
recrystallization kinetics in a titanium-added IF steel with higher silicon content. Silicon
has been intentionally added to promote further solid solution strengthening of the
ferritic matrix (about 0,09 wt%). Hot rolled samples with initial thickness of 32 mm
were cold rolled up to 70, 80 and 90% thickness reductions and further annealed at
temperatures ranging from 600 to 800º C in salt bath furnace at several annealing times.
Results of the primary recrystallization kinetics and microstructural evolution for this
steel are presented. The microstructure of representative specimens in the deformed
state displays grains containing deformation heterogeneities (transition bands) whereas
other grains appear to deform in a more stable manner. The apparent activation energy
for softening this IF-steel during annealing was determined varying from 190 to 225
kJ/mol, depending on the applied strain. The Avrami´s exponent n predicted by JMAK
model was determined from the corresponding recrystallization kinetics curves
indicating values of n ≅ 1.
1
1 Introdução, objetivos e justificativas
O desenvolvimento experimentado pela indústria automobilística nas últimas
décadas do século XX, com a necessidade crescente de aços de maior estampabilidade e
capazes de produzir peças de elevado grau de criticidade quanto à conformabilidade, e
com características de não envelhecimento, alavancou o desenvolvimento dos aços
conhecidos como “Interstitial Free” (livre de intersticiais), onde os elementos
intersticiais carbono e nitrogênio são retirados de solução sólida no ferro, através da
precipitação de partículas insolúveis de carbonetos, nitretos e/ou carbonitretos, pela
combinação destes átomos intersticiais com titânio e/ou nióbio, até mesmo antes da
formação da fase ferrítica. Estes aços desenvolvem uma forte textura de recristalização
que resulta em alto valor de anisotropia normal ( r ) e elevada estampabilidade profunda.
Mais recentemente, o apelo social no sentido de produzir veículos mais seguros
e menos poluentes, aliado ao anseio das montadoras de redução de custos operacionais,
tem motivado o desenvolvimento de aços da classe IF de alta resistência mecânica,
cujas características permitem reduzir ainda mais o peso dos veículos melhorando o seu
desempenho, bem como simplificar etapas de fabricação de peças estampadas
melhorando o rendimento metálico em estamparia, com reflexos positivos nos custos
operacionais.
O ganho de resistência mecânica no produto final é conseguido principalmente
através do refino de grão ferrítico e pelo endurecimento por solução sólida
substitucional através de elementos como fósforo, manganês e silício, intencionalmente
adicionados ao aço.
A produção industrial de aços IF foi possível graças ao advento da tecnologia
RH de desgaseificação a vácuo, que retira com grande eficiência os gases dissolvidos no
aço líquido, como o N2 e o H2, os gerados nas reações de oxidação do carbono, como
CO e CO2, além do próprio oxigênio. Nos aços IF industriais atuais, teores residuais de
carbono e nitrogênio inferiores a 30 ppm têm sido facilmente obtidos.
A escolha do elemento estabilizador (titânio, nióbio ou titânio + nióbio), bem
como a composição química da liga, devem ser ajustadas para satisfazer aos requisitos
da aplicação final.
A produção dos aços IF tem crescido nos últimos anos, não somente para chapas
laminadas a quente e laminadas a frio, mas principalmente para chapas de aço
2
galvanizadas pelo processo de imersão a quente. Neste, a semelhança do processo com
o de recozimento contínuo de chapas, tem alavancado o desenvolvimento de novos tipos
de aços ultra-baixo-carbono estabilizados.
A demanda da indústria automobilística por chapas galvanizadas de elevada
estampabilidade e maior resistência mecânica com espessuras finas para utilização em
painéis internos e peças expostas, tem exigido modificações na composição química dos
aços, que, na maioria das vezes, também motivam alterações nos parâmetros de
processamento destes aços nas usinas siderúrgicas.
A adição de silício ao aço IF estabilizado com titânio é um exemplo de um aço
inovador focado na aplicação final do produto. É muito utilizado para produção de
chapas de aço laminadas a frio e recozidas com qualidade de superfície adequada ao uso
peça exposta na indústria automobilística, bem como para produção de chapas de aço
galvanizadas destinadas ao uso peças internas.
A evolução crescente na utilização destes aços ultra-baixo-carbono, incluindo os
aços IF, tem motivado a realização de diversos trabalhos técnicos acerca das variáveis
influentes e características intrínsecas destes produtos, na ampliação do conhecimento e
no embasamento científico para o desenvolvimento de novos produtos, melhoria de
desempenho na transformação final e aplicação em novos segmentos.
O presente trabalho utilizou um aço IF estabilizado com titânio e contendo
teores mais elevados de silício, com o objetivo de abordar aspectos relacionados à
cinética de recristalização deste produto. Amostras representativas foram recozidas em
banho de sal em temperaturas entre 600º C e 800º C após laminação a frio com reduções
na espessura de 70, 80 e 90%, respectivamente. São apresentados os resultados da
cinética de amolecimento do aço para cada ciclo de recozimento, bem como de sua
evolução microestrutural, além da determinação da energia de ativação aparente
envolvida no amolecimento deste material.
3
2 Revisão bibliográfica
2.1 Deformação plástica
2.1.1 Aspectos gerais
A deformação plástica produz forte mudança nas características dos materiais
durante o trabalho a frio. Em nível macroscópico, estas mudanças se traduzem, dentre
outras, em variações nas propriedades mecânicas do material que passará a exibir
maiores valores de dureza, de limites de escoamento e de resistência e perda de
ductilidade. Em nível microscópico, as alterações microestruturais estão relacionadas
com a mudança da forma dos grãos, que se tornam achatados ou alongados na direção
do esforço aplicado, com o aumento da área total de contorno de grão.
Uma análise microestrutural mais detalhada no interior dos grãos alongados e de
seus contornos, usando técnicas de microscopia eletrônica de transmissão, por exemplo,
mostrará também a ocorrência de mudanças internas relacionadas à geração e ao
acúmulo de discordâncias nos grãos.
Assim, a deformação imposta ao material, promove um aumento na densidade
de defeitos cristalinos (lacunas e discordâncias), o aumento da área de contorno dos
grãos e a reorientação dos grãos com o progresso da deformação.
O aumento da densidade de discordâncias promove o aumento da energia
elástica armazenada no material. Esta energia, que será liberada ou diminuída no
tratamento térmico de recozimento subseqüente a que o material será submetido, é a
força motriz para disparar os fenômenos de recuperação e/ ou recristalização da
microestrutura(1).
2.1.2 Micromecanismos da deformação
O estado deformado é caracterizado por apresentar um elevado nível de energia
armazenada no material devido ao acúmulo de defeitos, principalmente lacunas e
discordâncias, além da fragmentação dos grãos.
O processo de deformação está relacionado com a criação e movimentação de
discordâncias nos planos e direções de mais fácil deslizamento, sendo fortemente
4
influenciado pela energia de defeito de empilhamento (EDE) do material(1). A Tabela
2.1 mostra o valor aproximado da EDE de alguns metais.
Tabela 2.1 – Energia de defeito de empilhamento de diferentes metais(1).
Metal EDE (mJ.m-2)
Ferro-α 300
Alumínio 166
Nióbio 537
Cobre 78
Prata 22
Aço inoxidável AISI 304 21
Latão (70Cu:30Zn) 20
Com o progresso da deformação, as discordâncias vão se acumulando no interior
dos grãos, interagindo umas com as outras e formando emaranhados, que dificultam a
continuidade da deformação plástica. Esta característica é comumente chamada de
“encruamento”.
Os metais com alta EDE, tais como α-Fe, alumínio e nióbio, deformam-se pela
movimentação de discordâncias em sistemas de deslizamento mais favoráveis. Com o
progresso da deformação, as discordâncias vão se aglomerando, formando
emaranhados, e gerando arranjos microestruturais característicos chamados de células.
Estas são volumes aproximadamente equiaxiais de material com ligeira desorientação
entre si, menor que 2º , e tamanho médio de 1 a 3 μm(1). Além disso, as discordâncias
nos metais com alta EDE podem realizar escorregamento com desvio (“cross slip”),
desviando-se de obstáculos e, em geral, encruam menos que os metais com baixa EDE,
tais como o latão e os aços inoxidáveis austeníticos.
A ativação de mecanismos que aumentam a mobilidade e a interação entre as
discordâncias, melhora a organização destas nas paredes das células e a aniquilação das
discordâncias aleatoriamente distribuídas no interior dessas células, que desta forma
podem passar a constituir subgrãos.
A orientação inicial dos grãos tem também uma grande influência no processo
de deformação, ditando seu comportamento na deformação plástica (subdivisão dos
5
grãos) e influenciando fortemente os mecanismos subsequentes de recuperação e
recristalização da microestrutura no tratamento térmico de recozimento.
Em geral, todas as características obtidas no material após recozimento, estarão
muito fortemente relacionadas com a deformação prévia sofrida pelo mesmo.
2.1.3 Energia armazenada na deformação
Cerca de 99% da energia introduzida no material durante a deformação plástica é
transformada em calor e apenas 1% fica armazenada no material, na forma de defeitos,
principalmente discordâncias. As lacunas contribuem muito pouco devido à sua elevada
mobilidade(1). Durante a deformação há um aumento acentuado da densidade de
discordâncias no material. O principal efeito observado na microestrutura é a mudança
na forma dos grãos e um aumento substancial da área de contorno de grão. Os efeitos
macroscópicos observados no material referem-se à dificuldade crescente deste absorver
mais deformação, aumento substancial da dureza e geração de calor mais intensa pelo
metal sendo deformado.
A energia armazenada com a deformação depende, dentre outros, de fatores
como a quantidade de deformação aplicada, do tipo de deformação e do tamanho de
grão inicial(1).
2.1.3.1 Energia das discordâncias
Em geral, a energia das discordâncias está associada ao modo como se dispõem,
se distribuídas aleatoriamente dentro dos grãos ou formando emaranhados como paredes
de células ou contornos de subgrão.
Se a subestrutura é formada por subgrãos, a energia armazenada com a
deformação pode ser estimada a partir do tamanho dos subgrãos (D) e a energia
superficial dos contornos de baixo ângulo (γ), através da relação:
ED = 3γ/D (2.1)
Dillamore e colaboradores observaram que se as discordâncias estavam
concentradas nas paredes das células, então, a energia armazenada era maior para
diâmetros de células menores e com maiores desorientações(2). Eles concluíram também
6
que a energia armazenada variava conforme a orientação, na seguinte ordem para os
metais com estrutura cúbica de corpo centrado: E110 > E111 > E112 > E100.
Os mesmos autores, analisando a relação entre a variação do tamanho da célula
e a desorientação dos contornos de baixo ângulo entre células vizinhas com a orientação
do grão, observaram que células pequenas estavam relacionadas com maiores
desorientações e com a orientação preferencial do grão (Fig. 2.1).
Fig. 2.1 – Variação do tamanho de célula e desorientação em ferro deformado porlaminação, em função da orientação individual dos grãos(2).
Keh e Weissmann(3), observaram que o tamanho das células diminuía com o
aumento da deformação até uma deformação verdadeira da ordem de 0,08 (Fig. 2.2). A
partir daí, o diâmetro das células permanecia praticamente constante, tendendo à
saturação.
Orientação
Tam
anho
da
célu
la( μ
m)
Des
orie
ntaç
ão(º
)
Redução =
7
Fig. 2.2 – Variação do tamanho de célula em ferro em função da deformação verdadeiraem laminação(3).
2.1.4 Microestrutura de metais com alta EDE deformados
plasticamente
O sistema de deslizamento preferencial a ser ativado durante a deformação
plástica dos metais cúbicos com alta EDE, depende de sua estrutura cristalina, do plano
mais favoravelmente orientado e da direção mais compacta.
Para os metais com estrutura cristalina tipo cúbica de corpo centrado (CCC), a
direção mais compacta é a <111>. A escolha do plano de deslizamento também depende
da temperatura de deformação. O ferro, por exemplo, em temperatura ambiente,
deforma-se por deslizamento em qualquer um dos planos preferenciais que contém a
direção <111> (1).
Tabela 2.2 – Sistemas de deslizamento em metais cúbicos(1).
SISTEMA DEDESLIZAMENTOESTRUTURA
Plano DireçãoCFC {111} <110>
{110} <111>
{112} <111>CCC
{123} <111>
8
Os metais com média e alta EDE deformados, possuem uma microestrutura
composta de um arranjo complexo de discordâncias na forma de células ou subgrãos,
que consistem de uma região com baixa densidade de discordâncias, circundadas por
uma região com alta densidade de discordâncias, os chamados contornos de baixo
ângulo.
O aumento da deformação, em geral, aumenta a diferença de orientação entre as
células e entre os subgrãos, pois, para a manutenção da compatibilidade da deformação
entre os grãos em um metal policristalino, é necessário ocorrer significativa rotação nos
grãos mais desfavoravelmente orientados, gerando gradientes de deformação e, desta
forma, gradientes de energia armazenada dentro do próprio grão e entre os grãos
vizinhos(4).
Hansen e colaboradores [Hansen, 1990; Bay, 1992; Hansen, 1992], propuseram
o modelo da subdivisão dos grãos para descrever as mudanças microestruturais
observadas na deformação plástica. Este modelo descreve, com razoável concordância,
a evolução microestrutural de um grande número de metais e ligas de média e alta EDE,
deformados plasticamente até grandes reduções (ε>1).
Macroscopicamente, os grãos grosseiros subdividem-se em diferentes
componentes cristalográficos, devido à rotação dos cristais e geração de bandas de
deformação e de cisalhamento. Microscopicamente, a subdivisão continua com a
geração de mais discordâncias necessárias para acomodar as diferenças de orientação
entre os cristais que estão girando. Neste processo contínuo de subdivisão, formam-se
células de discordâncias com morfologia equiaxial, cujos contornos são emaranhados de
discordâncias complexos. Observando em escala maior que o tamanho da célula,
grupos de células de discordâncias são separados por “paredes de discordâncias”
(DDW) e microbandas (MB) após pequenas e médias deformações.
Com o progresso da deformação, as DDW’s e MB’s são substituídas por
“estruturas lamelares” (LB). Enquanto nas DDW’s e MB’s os contornos têm caráter de
baixo ângulo, nas LB’s uma fração significativa tem caráter de alto ângulo (>15°) e
afetam fortemente o comportamento de recristalização do metal.
A Fig. 2.3 mostra esquematicamente a evolução microestrutural comentada.
9
Fig. 2.3 – Desenho esquemático de microestruturas no estado encruado em amostrasapós: (a) deformações intermediárias (ε = 0,06 – 0,80) e (b) grandes deformações(ε > 1)(4).
2.1.5 Textura cristalográfica
A textura cristalográfica pode ser genericamente definida como uma distribuição
não aleatória de planos e direções cristalinas num agregado policristalino. A natureza da
textura desenvolvida num material dependerá de sua composição química, de sua
estrutura cristalina e dos parâmetros de processamento tais como, quantidade de
deformação, taxa de deformação, temperatura, entre outros(52).
Em geral, a textura é formada por componentes. A componente de textura de um
material laminado (chapa) é representada pelo plano cristalino {hkl} paralelo ao plano
da chapa e pela direção <uvw>, pertencente ao plano {hkl}, que é paralela à direção de
laminação. Dessa forma, a componente é especificada como {hkl}<uvw> (Fig. 2.4).
Fig. 2.4 – Textura ou componente {001}<110> numa chapa(26).
10
A textura dos materiais policristalinos comerciais, em geral, possui várias
componentes.
Existem várias maneiras de medir e representar a textura cristalográfica de um
material policristalino(53). O método tradicional de medição através da difração de raios
X, vem sendo superado pela técnica do EBSD (“Electron Back-scatter Difraction”)
associado ao microscópio eletrônico de varredura (MEV) na determinação de
orientações individuais dos grãos. A representação quantitativa da textura, por sua vez,
é realizada mais adequadamente através da Função de Distribuição de Orientações
Cristalinas (FDOC), que expressa a freqüência de ocorrência de determinadas
orientações {hkl}<uvw> em uma amostra de material. A orientação de um cristal é
definida por três ângulos de Euler, ψ, θ e φ, os quais constituem três rotações
consecutivas que, aplicadas aos eixos [100], [010] e [001] da célula cristalina, torna-a
coincidente com os eixos DL, DT e DN da chapa. A notação mais usada para os ângulos
de Euler foi proposta por Bunge, utilizando os ângulos ϕ1, φ e ϕ2(26) (Fig. 2.5), cuja
relação com os ângulos de Euler é dada por: ψπϕ −=21 , θϕ = e φπϕ −=
22 .
Fig. 2.5 – Definição dos ângulos de Euler conforme notação de Bunge (ϕ1, φ e ϕ2)(26).
A FDOC é representada em seções para valores de ϕ2 constantes escolhidos com
a notação de Bunge, de forma que contenham planos de baixo índice de {hkl}, como é
visto nos mapas de indexação da Fig. 2.6., permitindo a representação da textura
coincidente com as orientações ideais. Nos mapas, os planos são representados por
linhas retas e as direções por pontos sobre as linhas. Os planos e direções mais
prováveis da amostra são determinados por comparação das seções da FDOC para ϕ2
constante com os mapas de indexação(26).
11
A seção de ϕ2 = 45º contém todas as orientações de interesse para o sistema
cúbico.
Fig. 2.6 – Mapas de orientações conforme a notação de Bunge para interpretação dasFDOC, para seções (a) ϕ2 = 0º e (b) 45º(26).
Algumas componentes típicas da textura de deformação dos materiais CFC
recebem nomes especiais, como apresentado na Tabela 2.3, a seguir(54).
Tabela 2.3 – Orientações pertencentes ao sistema CFC(54).
Nome Plano Direção ϕϕ1 φφ ϕ2
Goss {011} <100> 90 90 45
Brass {011} <211> 55 90 45
Cubo {001} <100> 45 0 45
Cubo girado {001} <110> 90 (0) 0 45
2.1.5.1 – Texturas de laminação a frio dos materiais CCC
As texturas de laminação a frio dos materiais CCC apresentam suas orientações
principais localizadas em duas fibras parciais: {hkl}<110> e {111}<uvw>. A Fig. 2.7
mostra as orientações pertencentes a estas fibras.
(a) (b)
12
Fig. 2.7 – Seção de ϕ2 = 45º mostrando as orientações pertencentes às fibras DL eDN(26).
A fibra {hkl}<110> é chamada de fibra DL ou fibra-α, pois apresenta as
direções <110>, de várias orientações, paralelas à direção de laminação (DL). A
{111}<uvw> é chamada de fibra DN ou fibra-γ, por ter várias componentes com as
normais dos planos {111} paralelas à direção normal (DN) ao plano da chapa
(superfície de laminação). As fibras DL e DN são mais bem observadas na seção de ϕ2
= 45º (54).
A Fig. 2.8 mostra as seções de ϕ2 = 0º e ϕ2 = 45º da textura de um aço IF
laminado 60% a frio(27). Comparando-se com os ábacos da Fig. 2.6, observa-se que as
duas componentes principais da textura de deformação de um aço IF são as chamadas
fibras DL ou α e DN ou γ. Os picos da função observados na Fig. 2.8-a (seção ϕ2 = 0º )
em (φ = 0º , ϕ1 = 45º ) e (φ = 90º , ϕ1 = 45º ) estão relacionados com a orientação
{001}<110>, que também pode ser vista na Fig. 2.8-b (seção ϕ2 = 45º ) em (ϕ1 = 0º , ϕ =
0º ) e (ϕ1 = 90º , ϕ = 0º ). Esta orientação, conhecida como “cubo girado”, é típica de aços
ferríticos laminados a frio e tende a ser consumida durante a recristalização.
A fibra DL vai de {001}< 011_
> até próximo da orientação {110}< 011_
>,
enquanto que a fibra DN envolve orientações que vão de {111}<_
211 > até
{111}< 011_
>, passando por {111}<_
312 >.
13
(a) (b)
Fig. 2.8 – (a) Seção ϕ2 = 0º segundo a notação de Bunge, de um aço IF laminado 60% afrio; (b) Idem para a seção ϕ2 = 45º(27).
Este tipo de comportamento é esperado para outros materiais cúbicos de corpo
centrado e demais aços ferríticos. A Tabela 2.4 mostra os valores dos ângulos de Euler
para as principais componentes observadas nas texturas típicas dos metais CCC
laminados.
Tabela 2.4 – Componentes de textura típicas dos metais CCC laminados a frio(54).
Plano Direção ϕϕ1 φφ ϕ2
{001} <110> 0 (90) 0 45
{211} <011> 0 35 45
{111} <011> 0 (60) 55 45
{111} <112> 30 (90) 55 45
{113} <110> 0 25 45
2.1.6 Heterogeneidade microestrutural na deformação
A deformação plástica de um metal não se processa de forma homogênea, pois
as discordâncias não se distribuem uniformemente entre os grãos e, mesmo dentro do
próprio grão, existe uma diferença significativa na estrutura de discordâncias próximas
dos contornos e longe destes. Geralmente as heterogeneidades de deformação tendem a
14
ocorrer mais significativamente em metais com grãos grosseiros do que nos de grãos
finos(4).
As heterogeneidades de deformação são caracterizadas por regiões que
apresentam maior densidade de defeitos cristalinos e, de modo geral, têm maiores
diferenças de orientação que as encontradas na matriz(2). Durante o recozimento, estes
serão locais preferenciais para iniciar a recristalização. Uma vez que a diferença de
orientação aumenta com a deformação, a quantidade de núcleos potenciais para a
recristalização depende da quantidade de deformação aplicada, dos modos de
deformação envolvidos e da diferença de orientação através do contorno destes núcleos.
A microestrutura deformada de aços IF após laminação a frio pode ser descrita
resumidamente por dois tipos de estruturas presentes nos grãos. Uns são mais finos,
alongados e com aspecto liso; outros com aspectos mais grosseiros e que contêm bandas
intragranulares e/ou bandas de transição(5) tal como mostra a Fig. 2.9.
Fig. 2.9 – Aspecto microestrutural, por microscopia ótica, da seção DL-DN de um açoIF laminado a frio com 80% de redução(43).
Observa-se que, estatisticamente, os grãos alongados e lisos têm orientação do
tipo fibra-α, enquanto que os grãos mais subdivididos pertencem à chamada fibra-γ(5).
γ
α
15
2.1.6.1 Bandas de deformação e bandas de transição
As bandas de deformação formam-se facilmente em metais com grãos
grosseiros, mesmo com baixas deformações aplicadas, e dependem da orientação inicial
do grão(6,7). Estas se formam devido a diferentes rotações experimentadas por diferentes
porções de um mesmo grão, ou pela rotação de partes de um grão que deformou
segundo sistemas de deslizamento diferentes em resposta à tensão aplicada.
A facilidade de formação de bandas de deformação pode estar relacionada com o
número de sistemas de deslizamento necessários para acomodar a mudança de forma
dos grãos(4).
Dentro das bandas de deformação, as diferenças de orientação são baixas,
tipicamente contendo contornos de baixo ângulo. As regiões de contorno entre bandas
de deformação vizinhas, são constituídas por arranjos densos e alongados de células de
discordâncias pequenas, chamadas de bandas de transição(4). Nestas bandas, as
desorientações são bem mais acentuadas, possuindo caráter de alto ângulo. Isto explica
a maior nucleação de grãos na recristalização junto a estas heterogeneidades. As bandas
de transição estão restritas ao interior dos grãos, não ultrapassando os seus contornos.
2.1.6.2 Bandas de cisalhamento
Em deformações mais elevadas (ε >1), podem surgir heterogeneidades de
deformação macroscópicas, conhecidas como bandas de cisalhamento. Estas
geralmente não ficam confinadas em um único grão, mas atravessam as fronteiras dos
contornos e exibem uma característica particular, que é o alinhamento de seus planos
formando um ângulo de ~35° com o plano de laminação. Esta característica
microestrutural é freqüentemente observada em metais de grãos grosseiros muito
deformados a frio. As bandas de cisalhamento não são cristalográficas.
As bandas de cisalhamento são formadas devido ao escorregamento acentuado e
localizado de algumas regiões durante a deformação a frio, principalmente quando a
combinação de uma taxa de deformação elevada (freqüentemente > 103 s-1) e baixas
temperaturas estão presentes. Em processos de laminação a frio com grandes reduções,
as bandas de cisalhamento também podem se formar(4).
A formação deste tipo de particular de microestrutura favorece a nucleação da
recristalização, devido às grandes diferenças de orientação através das bandas. Em
16
materiais contendo bandas de cisalhamento, a nucleação é freqüentemente observada
ocorrer dentro destas bandas(8).
2.2 Mecanismos de restauração das propriedades e
microestrutura
Os aços planos em particular, quando totalmente encruados, têm pouca aplicação
comercial, devido à sua baixa trabalhabilidade a frio. Os processos de deformação a frio
são responsáveis por mudar a forma dos produtos, entretanto, para a sua utilização,
usualmente faz-se necessário restaurar as suas características anteriores à deformação.
Isto é feito através de tratamentos térmicos de recozimento.
O aquecimento do material, dependendo de fatores como a temperatura, a taxa
de aquecimento e a história da deformação prévia, dentre outras, ativará os fenômenos
de recuperação e/ou recristalização do material.
A força motriz destes processos termicamente ativados de restauração das
propriedades e da microestrutura é a energia elástica armazenada na deformação. Por
serem mecanismos relacionados com a movimentação e eliminação de defeitos
cristalinos, dependerão fortemente da estrutura e distribuição das discordâncias, dos
seus arranjos, da desorientação através dos seus contornos e da interação entre eles e
com a matriz.
2.2.1 Os tipos de contornos
Considerando-se a desorientação entre os elementos constitutivos da matriz
deformada, é possível definir dois tipos de contornos principais, os de baixo ângulo e os
de alto ângulo.
Numa abordagem simples, os contornos de baixo ângulo são aqueles em que a
diferença de orientação entre estruturas adjacentes é pequena, menores que 15°. A
natureza da estrutura de discordâncias presentes nestes contornos propicia o surgimento
de contornos dos tipos inclinado (“tilt boundary”) ou torcido (“twist boundary”). Os
contornos de grão de alto ângulo, por sua vez, são aqueles cuja desorientação entre os
elementos da microestrutura é superior a 15°.
17
2.2.2 A migração dos contornos
A aniquilação de defeitos cristalinos e a migração de contornos de baixo ângulo
e de alto ângulo promovem a restauração das propriedades e da microestrutura de um
metal deformado, através dos mecanismos de recuperação e recristalização,
respectivamente. A movimentação destes contornos aniquila ou rearranja a estrutura de
defeitos internos, reduzindo a energia armazenada.
A migração dos contornos de baixo ângulo é responsável pela recuperação e,
eventualmente, pela nucleação da recristalização, enquanto que a migração dos
contornos de alto ângulo promove a recristalização primária (1).
O mecanismo de migração, de natureza difusional, depende de vários parâmetros
tais como a estrutura do contorno, que é função da desorientação e do plano do
contorno, das condições experimentais, particularmente da temperatura e das forças no
contorno, sendo fortemente influenciado por defeitos pontuais no material tais como
solutos e vazios(1). A presença de partículas pode dificultar ainda mais a movimentação
dos contornos, dificultando a recristalização(9).
É assumido normalmente que, durante o recozimento, os contornos de grão
movem-se com uma velocidade (v) proporcional à pressão no contorno (P), cuja relação
de proporcionalidade é dependente da mobilidade (M), da seguinte forma:
v = M . P (2.2)
Através desta equação, de difícil comprovação experimental, observa-se que, se
a mobilidade do contorno aumenta com a temperatura de recozimento e com a
deformação, então a taxa de recristalização também aumenta.
A Fig. 2.10, mostra que a mobilidade dos contornos de grão aumenta fortemente
quando a deformação a frio cresce de 70% para 80% ou 90% num dado aço IF
deformado a frio(9).
18
Fig. 2.10 – Variação da mobilidade do contorno de grão com a temperatura equantidade de redução a frio em aço IF estabilizado ao titânio(9).
Nesta figura, os valores de “M” para cada redução, foram calculados a partir de
um modelo de recristalização sugerido pelos autores, que considera a evolução do
tamanho de grão durante a recristalização e a densidade de discordâncias antes e após a
ocorrência deste fenômeno(9).
A mais baixa mobilidade observada para 70% de deformação foi interpretada
pelos autores como sendo resultante da possível ação de átomos de solutos que podem
estar presentes ou segregados nos contornos de grão, formando atmosferas de soluto,
que dificultam fortemente a movimentação dos contornos. Neste caso, para deformações
muito elevadas, da ordem de 80% ou superior, a força motriz é tão alta que os contornos
se libertam da atmosfera de soluto e a mobilidade aumenta(9).
É visto que a mobilidade dos contornos de alto ângulo depende da temperatura e
normalmente obedece a uma relação do tipo Arrhenius, da seguinte forma:
⎟⎠⎞⎜
⎝⎛ −=
RT
QMM exp0 (2.3)
onde 0M é constante e Q é a energia de ativação para a mobilidade.
redução
redução
redução
19
2.3 Recuperação
2.3.1 Aspectos gerais
O termo “recuperação” inclui todos os processos de rearranj o e aniquilação de
discordâncias que reduz a sua energia sem mudança sensível na orientação cristalina (10)
e sem a migração de contornos de alto ângulo(15).
A recuperação está relacionada com as mudanças das propriedades dos metais
deformados antes da ocorrência da recristalização. Este fenômeno restaura parcialmente
as propriedades do material aos níveis observados antes da deformação, sem a formação
de novos grãos e sem qualquer modificação sensível ao microscópio ótico.
A restauração parcial das propriedades na recuperação se dá por meio da
aniquilação de defeitos de ponto e de mudanças na estrutura de discordâncias
introduzidas na deformação plástica do material, formando configurações de menor
energia. A Fig. 2.11 ilustra esquematicamente as alterações observadas na
microestrutura de um metal de alta EDE.
Fig. 2.11 – Representação esquemática da evolução microestrutural nos vários estágiosda recuperação de um material deformado plasticamente (1).
20
A ocorrência da recuperação em determinado metal dependerá de alguns fatores
como o tipo de metal, a sua pureza, da deformação aplicada, da temperatura de
deformação, da temperatura de recozimento e da taxa de aquecimento.
Em algumas situações, especialmente em metais com alta EDE, o processo de
recuperação poderá ocorrer simultaneamente com a deformação, na chamada
“recuperação dinâmica”. Nesta situação, a quantidade de discordâncias geradas na
deformação iguala-se à quantidade aniquilada por processos típicos de recuperação. O
escorregamento com desvio e a escalada favorecem a ocorrência de recuperação
dinâmica.
A força motriz para o processo de recuperação é a energia armazenada no
processo de deformação, acumulada na forma de defeitos cristalinos e devido ao
aumento da área de contorno de grão.
Na recuperação, a modificação microestrutural acontece no nível da estrutura de
discordâncias das células, pois o aquecimento ativa outros mecanismos de
movimentação de discordâncias, como escalada, facilitando a aniquilação de dipólos e
de discordâncias aleatoriamente distribuídas no interior das células (discordâncias
incidentais).
A eliminação de discordâncias presentes no interior das células e ou subgrãos
reduz a energia armazenada na deformação plástica, reduzindo a dureza do material.
A organização das discordâncias geometricamente necessárias das paredes das
células pode favorecer a recristalização. O aumento da desorientação entre células
vizinhas e o aperfeiçoamento dos contornos de baixo ângulo, faz com que estas tornem-
se subgrãos e, dependendo da desorientação, os contornos podem adquirir
características de alto ângulo, ganhando mobilidade e favorecendo a recristalização.
Como as modificações microestruturais que ocorrem na recuperação de um
metal deformado são imperceptíveis em nível de microscopia ótica, apenas é possível
observar macroscopicamente a ocorrência da recuperação através da medição de
propriedades físicas, elétricas ou magnéticas do metal (1).
A Fig. 2.12, mostra a variação de algumas propriedades de um metal de alta
EDE durante o recozimento, após 75% de deformação a frio. No caso das medidas de
calorimetria (curva inferior), o pico exotérmico medido na faixa de 100 a 250°C refere-
se à recuperação do metal, enquanto que o pico mais pronunciado, próximo a 300°C,
deve-se à recristalização.
21
Fig. 2.12 – A recuperação de alumínio puro deformado 75% em compressão, aquecido auma taxa de 6°C/min. e estudado por medidas de calorimetria, resistividade elétrica edureza(1).
Dentre as técnicas mais comumente utilizadas para acompanhar a recuperação de
metais deformados, estão aquelas onde se determinam a variação das propriedades
mecânicas, como dureza e limite de escoamento. Destas, a medição da dureza encontra
maior emprego na indústria, principalmente devido à simplicidade e ao baixo custo do
ensaio.
2.3.2 Variáveis que influenciam na recuperação
Diversos fatores afetam o comportamento da recuperação de um metal
deformado. A EDE do metal é um primeiro fator de grande influência, uma vez que os
mecanismos de movimentação de discordâncias, como escalada e escorregamento com
desvio, típicos dos metais com alta EDE, são os principais responsáveis pelo fenômeno
da recuperação observada nestes materiais. Outro fator muito influente é a quantidade
de deformação imposta ao material. Pequenas deformações favorecem a recuperação,
uma vez que poucos núcleos são gerados e a energia armazenada é insuficiente para
sustentar seu crescimento durante a recristalização.
Se uma pequena deformação é conjugada com altas temperaturas de
recozimento, então a recuperação pode ser total. A Fig. 2.13, a seguir, ilustra este
Temperatura (ºC)
Dife
renç
ade
Pot
ênci
a(m
W)
V.H
.N.
22
aspecto. Observou-se que quanto maior era a temperatura de recozimento, também
maior era o amolecimento da amostra.
A taxa de aquecimento da amostra no ciclo de recozimento também é uma
variável bastante influente na recuperação, principalmente de metais de média e alta
EDE. Pequenas taxas favorecem a recuperação, reduzindo a força motriz para a
recristalização.
Fig. 2.13 – Recuperação do ferro deformado 5% a 0°C: (a) dureza da amostra emfunção do tempo de recozimento; (b) idem (a) , com a escala do tempo na formalogarítmica; (c) mudança da energia de ativação durante a recuperação(1).
Nesta figura, a medição da fração residual de encruamento “ R ” é calculada
através de uma relação que considera a dureza do material nas condições totalmente
encruada ( eH ) e totalmente recristalizada ( rH ), conforme a equação:
Fração Recuperada
Tempo (min)
Tempo (min)
Pré-deformação
Pré-deformação
Ene
rgia
deA
tivaç
ão(k
J/m
ol)
Fra
ção
resi
dual
deen
crua
men
to,R
Fra
ção
resi
dual
deam
olec
imen
to,1
-R
(a)
(b)
(c)
23
re
ri
HH
HHR
−−= (2.4)
onde iH representa a dureza do material na condição parcialmente recristalizada.
2.3.3 Crescimento dos subgrãos durante a recuperação
A energia armazenada num metal deformado com uma subestrutura de subgrãos
pode ser reduzida ainda mais por meio do crescimento destes subgrãos.
O crescimento dos subgrãos, segundo alguns autores, depende de fatores como
a energia armazenada no contorno e o tamanho do subgrão. Com base no trabalho de
Orsund e Nes (1989), foi proposta uma equação, onde a pressão motriz para o
crescimento (P) do subgrão é proporcional à energia armazenada no contorno (γs) e
inversamente proporcional ao tamanho do subgrão (R)(1).
P = α γs / R (2.5)
onde “α” é um fator de forma e γs é considerado constante durante o crescimento dos
subgrãos.
Sabendo-se que γs é função da desorientação entre subgrãos vizinhos, foram
realizados diversos trabalhos para investigar a relação da cinética de crescimento dos
subgrãos e o grau de desorientação entre os subgrãos [Furu e Nes (1992); Humpreys
(1999)].
Considerando a energia armazenada no contorno e a desorientação dos subgrãos,
foi proposto um mecanismo de crescimento baseado na migração dos contornos de
baixo ângulo, à semelhança daquela observada para os contornos de alto ângulo durante
a recristalização.
Por este mecanismo, os subgrãos tenderiam a crescer, por ação da pressão
motriz, até que as energias dos contornos entre eles se igualassem e, através da
migração dos contornos, o ângulo entre contornos adjacentes chegariam a 120°,
atingindo uma condição de equilíbrio.
Na ausência de um gradiente de orientação da subestrutura, as energias dos
contornos de baixo ângulo seriam fortemente dependentes da desorientação e do plano
do contorno, com o ângulo do contorno podendo ser diferente de 120º , como é
24
observado em metais levemente deformados. Os contornos de subgrão assemelhar-se-
iam a contornos de grãos apenas para deformações muito elevadas(1).
Na presença de gradientes de orientação, como é o caso de muitas subestruturas
recuperadas ou deformadas, a desorientação tenderia a crescer durante o crescimento
dos subgrãos, favorecendo a nucleação da recristalização.
Um outro mecanismo de crescimento de subgrãos, por rotação e coalescência,
foi proposto por Hu (1962), observando o comportamento de ligas Fe-Si deformados em
tratamento de recozimento. Segundo o autor, subgrãos adjacentes poderiam girar por
processos difusionais no contorno e as suas orientações tornarem-se similares, de forma
que estes grãos poderiam coalescer. Este mecanismo é visto ocorrer, segundo outros
autores, em temperaturas muito elevadas, da ordem de 0,9 Tm (Fig. 2.14). Apesar de
viável, este mecanismo não explica satisfatoriamente os resultados experimentais
reportados na literatura. O crescimento de subgrão parece explicar a recuperação de
modo mais quantitativo.
Fig. 2.14 – Representação esquemática do mecanismo de rotação e coalescência desubgrãos, conforme proposto por Hu(1).
25
2.3.4 O efeito das partículas na recuperação
Os materiais industriais em geral normalmente contêm partículas. Essas
partículas podem estar presentes na estrutura já durante a deformação, de forma dispersa
na microestrutura, ou precipitarem durante o tratamento térmico de recozimento.
Essas partículas podem influenciar os mecanismos de recuperação, dificultando
a sua ocorrência, devido à oposição ao movimento dos contornos de baixo ângulo. Isto
foi mostrado por diversos autores [Humphreys e Martin, 1968; Ahlborn e
colaboradores, 1969; Jonas e Hansen, 1991]. Esta é uma técnica utilizada inclusive para
dificultar o amolecimento de algumas ligas em altas temperaturas.
Em estudo sobre o crescimento de subgrãos em uma estrutura estabilizada por
partículas, foi encontrado que o tamanho limite dos subgrãos era relacionado com a
fração volumétrica de partículas (Fv) presente no material.
Em trabalho realizado com aço carbono [Anand e Gurland (1975)], com Fv na
faixa de 0,1 a 0,2 foi observada uma proporcionalidade do tamanho limite do subgrão
com Fv-1/2. A Fig. 2.15 ilustra os resultados obtidos por estes autores.
Fig. 2.15 – Tamanho de subgrão limitado por partícula em aços carbono (Anand eGurland, 1975)(1).
Tam
anho
de
Sub
grão
(μm
)
r/Fv1/2 (μm)
26
2.4 Recristalização
2.4.1 Aspectos gerais
A recristalização primária, ou simplesmente recristalização, é uma
transformação microestrutural que envolve a formação de novos grãos livres de
deformação em certas partes da amostra e o crescimento destes grãos até consumir a
microestrutura deformada.
O fenômeno se processa através da eliminação de defeitos cristalinos por
migração de contornos de alto ângulo. Até que a recristalização total esteja concluída, a
microestrutura será sempre composta de regiões recristalizadas e não recristalizadas.
A recristalização é usualmente descrita graficamente pela evolução da fração
recristalizada em função do tempo, cuja curva tem a forma sigmoidal. O aspecto da
curva é típico das transformações que ocorrem por nucleação e crescimento (11).
Observa-se um período de incubação referente ao tempo decorrido até o
aparecimento dos primeiros grãos (ou mesmo detecção, dependendo da técnica
experimental utilizada), seguido de um aumento da taxa de recristalização e um
decréscimo desta taxa quando a fração recristalizada tende a 1 (Fig. 2.16). Este
decréscimo deve-se ao impingimento mútuo dos grãos e à exaustão da força motriz para
a recristalização.
A etapa de nucleação envolve o aparecimento dos novos grãos na microestrutura
deformada (tempo de incubação). O crescimento, por sua vez, compreende a etapa em
que os novos grãos vão se desenvolvendo, aumentando de tamanho e substituindo a
matriz deformada.
27
Fig. 2.16 – Curva típica da cinética de recristalização durante recozimento isotérmico(1).
A taxa de recristalização, em experimentos isotérmicos, é calculada através do
gráfico de VX x tlog , para o tempo correspondente a 50% de recristalização. Também
é possível acompanhar o progresso da recristalização pela medição de algum parâmetro
físico ou propriedade mecânica do material. As mais comumentes empregadas são a
análise das medidas de microdureza, resistividade elétrica e propriedades magnéticas.
2.4.2 A nucleação da recristalização
A nucleação da recristalização, que representa o início do processo de renovação
da microestrutura, pode ser definida como a formação de cristais com baixa energia
interna, crescendo para o interior da matriz deformada, da qual é separada por contornos
de alto ângulo. É uma etapa decisiva na definição do tamanho e orientação dos grãos
recristalizados (1).
Diversos pesquisadores que estudaram a nucleação no sentido clássico,
observaram que as energias envolvidas no processo não poderiam explicar o fenômeno
observado na recristalização de uma matriz deformada. Foi então aceito que a nucleação
na recristalização ocorria a partir de pequenos volumes pré-existentes na matriz
deformada, os chamados sítios preferenciais de nucleação. Estes sítios seriam regiões de
alta energia armazenada que possuem gradientes de orientação na microestrutura,
normalmente associados com heterogeneidades microestruturais presentes, tais como os
contornos de grão, regiões ao redor de partículas e as heterogeneidades de
deformação(1).
Log t
Fra
ção
Rec
rista
lizad
aNucleação
Impingimentono crescimentodos grãos
28
Diversos autores relataram a origem da recristalização nestas regiões de elevado
gradiente de orientação e heterogeneidade microestrutural. Em materiais contendo
bandas de cisalhamento, a nucleação ocorre dentro destas bandas, embora o seu
mecanismo de formação seja desconhecido, devido ao reduzido tamanho das células e
elevada densidade de discordâncias (8).
A nucleação também pode ocorrer nas bandas de transição, pois as curvaturas
associadas a estas regiões podem atingir dezenas de graus (8).
A medição da nucleação da recristalização, contudo, é muito difícil de ser
realizada experimentalmente e, usualmente, para permitir o seu modelamento, assume-
se um tipo de mecanismo que está atuando nesta fase do processo, como será visto mais
adiante, nas considerações teóricas sobre a cinética de recristalização.
2.4.3 As leis da recristalização
Observando o comportamento de recristalização de diferentes materiais e
analisando os resultados de vários trabalhos experimentais, os autores Mehl (1948),
Burke e Turnbull (1952), postularam as chamadas leis da recristalização, que
correlacionava a microestrutura inicial e parâmetros de processo com o tempo
necessário para a recristalização e o tamanho de grão após a recristalização primária(1).
1ª ) É necessária uma deformação mínima para iniciar a recristalização;
2ª ) A temperatura na qual a recristalização acontece diminui com o aumento do
tempo de recozimento;
3ª ) A temperatura na qual a recristalização acontece diminui com o aumento da
deformação;
4ª ) O tamanho de grão recristalizado depende principalmente da quantidade de
deformação, sendo menor para quantidades de deformação maiores;
5ª ) Para uma certa quantidade de deformação, a temperatura de recristalização
aumentará para um maior tamanho de grão inicial ou uma maior temperatura de
deformação.
Embora descrevessem o comportamento observado nos materiais investigados
na época, elas não retratavam adequadamente o efeito de outras variáveis também
influentes, que foram desconsideradas quando postuladas. Além disso, muitos dos dados
considerados se referiam a materiais puros e deformados sob condições específicas. O
conhecimento disponível hoje sobre a recristalização mostra que este fenômeno é muito
29
mais complexo e de difícil modelagem matemática do que se pensava nos primeiros
estudos realizados.
2.4.4 Variáveis influentes na recristalização
2.4.4.1 A quantidade de deformação e o tipo de carregamento
Observa-se que a quantidade de deformação influencia diretamente a quantidade
de energia armazenada no material e a formação dos locais preferenciais para a
nucleação da recristalização. A Fig. 2.17 ilustra esta influência(1). Analisando esta
figura, observa-se que quanto maior o nível de deformação, mais curto será o tempo
para recristalização. Estes efeitos podem ser mais facilmente explicados em termos de
energia armazenada, força motriz para a recristalização (9).
A nucleação e o crescimento são mais rápidos em materiais mais altamente
deformados. Em trabalho de estudo da cinética de recristalização de aço IF-Ti, o efeito
da redução a frio foi maior que aquele da temperatura de recozimento (9).
O tipo de carregamento, por determinar a distribuição da deformação através
dos sistemas de deslizamento, também influencia a recristalização, como ilustra a Fig.
2.18. Assim, não é tão simples comparar o comportamento de metais processados por
rotas diferentes. A história do processamento termomecânico dita o comportamento
frente à recristalização.
Fig. 2.17 – Efeito da deformação em tensão na cinética de recristalização de alumíniorecozido a 350°C [Anderson e Mehl, 1945](1).
Tempo (s)
Fra
ção
Rec
rista
lizad
a
30
Fig. 2.18 – Temperatura de recristalização do cobre em função do modo de deformaçãoaplicado [Lindh, 1993](1).
2.4.4.2 A orientação dos grãos
A energia armazenada num grão deformado depende de sua orientação inicial e
de sua vizinhança.
Nos materiais policristalinos, diversos autores encontraram uma dependência da
cinética de recristalização com a textura inicial e com a textura de deformação. Em
trabalho realizado por Hutchinson com ferro laminado a frio, o autor mostrou a
preferência de algumas texturas de deformação para a nucleação da recristalização,
conforme Fig. 2.19 a seguir.
Fig. 2.19 – Representação esquemática da dependência da taxa de nucleação com aorientação em ferro deformado [Hutchinson, 1974](1).
Com base nestes resultados, concluiu-se que:
1) A recristalização seletiva dos diferentes componentes de textura leva à diferenças
significativas na cinética de recristalização (recristalização não homogênea);
Deformação Total
Tem
pera
tura
de
Rec
rista
lizaç
ão(º
C)
Tração simples
Tração + compressão
Tempo
Tax
a de
Nuc
leaç
ão
31
2) As orientações presentes antes da deformação e após a deformação influenciariam o
comportamento da recristalização. O caminho de deformação utilizado afetava a
quantidade de energia armazenada e as heterogeneidades microestruturais
observadas após a deformação.
A análise da Fig. 2.19 mostra que, apesar de núcleos com orientação {110}
formarem-se primeiro, aqueles com orientação {111} por possuírem uma taxa de
nucleação maior, rapidamente passam a dominar o processo.
Kiaei e colaboradores(28), concluíram baseados em resultados de EBSD da
evolução da textura durante a recristalização de um aço IF-titânio deformado 75% a
frio, que até 5% de recristalização, as orientações dos núcleos e da matriz na vizinhança
ao redor destes, têm textura do tipo fibra-γ, próximo de {111}<110>. Com o progresso
da recristalização, os núcleos crescem sobre a matriz deformada consumindo outros
grãos e mantendo a textura próxima à orientação inicial, até que com 50% de
recristalização, a parte recristalizada é constituída de grãos com orientação fibra-γ
enquanto que a textura da vizinhança é composta de grãos fibra-α(28).
Após 95% de recristalização, os grãos que ainda permanecem deformados têm
textura tipo fibra-α e só são consumidos no fim do processo(28, 41).
Os grãos deformados que nucleiam primeiro são aqueles que têm orientação tipo
fibra-γ. A explicação para este comportamento durante a nucleação da recristalização é
baseada na observação que as desorientações locais entre as células de deformação são
maiores nos grãos com orientação tipo fibra-γ do que naqueles do tipo fibra-α.
2.4.4.3 O tamanho de grão inicial
Materiais com grãos finos recristalizam mais rápido que aqueles com grãos
grosseiros. Esta afirmação está baseada em algumas comprovações experimentais da
influência do tamanho de grão original na taxa de recristalização.
1) Materiais com grãos mais finos armazenam mais energia quando submetidos a
pequenas deformações;
2) Materiais com grãos finos apresentam menos formação de heterogeneidades de
deformação, como bandas de deformação e bandas de transição, típicas para grãos
grosseiros;
3) Contornos de grão são sítios favoráveis à nucleação de novos grãos durante o
recozimento;
32
A Fig. 2.20, ilustra a dependência da cinética de recristalização com o tamanho
de grão. Note que o material com grão fino recristaliza muito mais rapidamente que
aquele com grãos grosseiros.
Fig. 2.20 – Cinética de recristalização a 225°C do cobre laminado a frio com 93% deredução, de diferentes tamanhos de grão inicial. a) fração recristalizada; b) gráficoJMAK [Hutchinson e colaboradores, 1989)(1).
2.4.4.4 Efeito da presença de solutos
É visto também na literatura que, de uma maneira geral, a presença de solutos
atrasa a recristalização. O tamanho desta influência vai depender do soluto e do solvente
envolvidos.
Por exemplo, a Fig. 2.21 mostra a influência de ferro como impureza no
alumínio laminado a frio com redução de 80%.
Como os materiais comerciais em geral contém solutos, é importante considerar
o efeito da solução sólida, para distingui-los de materiais com pureza elevada.
Tempo (s)
ln (t)
Fra
ção
Rec
rista
lizad
a,X
v(a)
lnln
(1/(
1-X
v))
(b)
33
Fig. 2.21 – Efeito da presença de traços de ferro em solução sólida no alumínio apóslaminação a frio com redução de 80% e recozimento [Marshall e Ricks, 1992](1).
A maioria dos autores que investigou esta influência, comenta que a presença de
solutos, em geral, dificulta a mobilidade das discordâncias, desta forma afetando a taxa
de crescimento dos núcleos na recristalização. Os solutos podem segregar para os
contornos e formar atmosferas de soluto que influenciam na mobilidade dos contornos.
Outros autores, como Vandermeer e Gordon (1963), há bastante tempo atrás,
observaram também uma elevação da energia de ativação para recristalização devido à
presença de átomos soluto.
Em se tratando de uma solução sólida supersaturada, o comportamento
observado por alguns autores, como Hornbogen e colaboradores (1969 e 1978) que
estudaram a interação entre precipitação e recristalização em ligas Al-Cu e Al-Fe, era
que se a solução sólida era deformada e recozida, a menos que a recristalização
ocorresse totalmente antes da precipitação, esta última, acontecendo nos contornos de
baixo e alto ângulos, retardava a recuperação e a recristalização.
Mic
rodu
reza
(100
gf)
Temperatura (ºC)
Superpuro
Recozido por30 min
34
2.4.4.5 Efeito das partículas
As partículas presentes na maioria dos materiais comerciais, podem exercer um
forte efeito no comportamento mecânico, dependendo de características como o seu
tamanho, distribuição, fração volumétrica e espaçamento na matriz. Essas características
podem ser modificadas por alterações na composição química da liga ou em
processamentos termomecânicos que alterem a microestrutura.
Quando se fala em recristalização, as partículas exercem efeitos importantes,
com reflexo na cinética de recristalização e no tamanho do grão final, pois:
1) aumentam a força motriz para a recristalização pelo aumento da energia
armazenada na deformação;
2) dependendo do tamanho (partículas grosseiras), podem atuar como sítios de
nucleação da recristalização;
3) dependendo do tamanho (partículas finas) e espaçamento entre partículas,
podem exercer um grande efeito de “ancoramento”dos contornos de baixo e alto
ângulos;
As partículas podem também afetar a formação da microestrutura durante a
deformação, com reflexos no comportamento do material durante o recozimento, por
exemplo:
1) influenciando na densidade global de discordâncias, com reflexo na força motriz
para a recristalização;
2) influenciando na heterogeneidade da deformação da matriz, com reflexo na
quantidade de sítios para a nucleação da recristalização;
3) influenciando na natureza da estrutura de deformação na vizinhança das
partículas, com reflexo na possibilidade de nucleação estimulada por partículas
(NEP).
Trabalhos experimentais realizados por alguns autores, mostraram claramente o
efeito do espaçamento interpartículas [Doherty e Martin, 1964], e do tamanho das
partículas [Humphreys, 1977], na cinética de recristalização e tamanho do grão final em
ligas monofásicas de alumínio. As Figs. 2.22 e 2.23 ilustram respectivamente os
resultados obtidos nestes trabalhos. Observa-se que pequenos espaçamentos
35
interpartículas ou partículas finas provocam o atraso da recristalização e grãos finais
maiores no fim do processo. Grandes espaçamentos ou partículas grosseiras, por outro
lado, aceleram a recristalização, gerando grãos mais finos. Este efeito, entretanto,
depende também de outras variáveis.
Fig. 2.22 – O efeito do espaçamento interpartícula na recristalização de monocristais dealumínio-cobre reduzidos 60% por laminação a frio e recozidos a 305º C. (a) Tempopara 50% de recristalização; (b) Tamanho de grão após recristalização [Doherty eMartin, 1964](1).
Fig. 2.23 – O efeito de tamanho de partícula na recristalização em liga Al-Si reduzida50% por laminação a frio e recozida a 300º C. (a) Tempo para 50% de recristalização;(b) Tamanho de grão após recristalização [Humphreys, 1977](1).
Conforme observado em vários trabalhos experimentais [Nes (1985), Wert e
colaboradores (1986), Nes e colaboradores (1989)](1), a transição entre a aceleração e o
atraso da recristalização devido às partículas, está relacionada com uma relação entre
a fração volumétrica (FV) e o raio da partícula (r). Um gráfico esquemático bastante
resumido pode ser observado na Fig. 2.24.
Espaçamento interpartícula (μm) Espaçamento interpartícula (μm)
Tem
po p
ara
50%
dere
cris
taliz
ação
(s)
Tam
anho
de
grão
( μm
)
Diâmetro de partícula (μm)
Tem
po p
ara
50%
dere
cris
taliz
ação
(s)
Tam
anho
de
grão
( μm
)
Diâmetro de partícula (μm)
36
Fig. 2.24 – Diagrama esquemático simplificado dos efeitos combinados do tamanho efração volumétrica das partículas e da deformação prévia, no mecanismo e na cinéticada recristalização(1).
Adota-se um valor aproximado de 0,2 μm-1 para a relação FV/r , como a fronteira
entre o efeito de retardamento e o favorecimento da recristalização provocado pela
presença de partículas indeformáveis. Valores maiores que 0,2 μm-1 implicariam no
atraso da recristalização, enquanto que valores menores que 0,2 μm-1 implicariam na
aceleração da recristalização. A EDE do material também influencia, pois o aumento da
força motriz promovido pelas discordâncias geradas pelas partículas pode ser reduzido
pela recuperação ocorrendo nestas regiões. No diagrama da Fig. 2.24, a linha AB move-
se para a esquerda quando o material tem baixa EDE.
Na presença de heterogeneidades microestruturais, que aceleram a
recristalização, uma fina dispersão de partículas pode atuar dificultando a
movimentação dos contornos de baixo e alto ângulos, e com isso atrasar o processo de
recristalização. A cinética, neste caso, seria controlada pela natureza da dispersão das
partículas.
Considerando o crescimento de um grão durante a recristalização numa matriz
contendo partículas, duas forças opostas estão atuando simultaneamente; a pressão
motriz para o crescimento e aquela contrária promovida pelas partículas. Desta forma, o
crescimento continuará enquanto o balanço entre estas pressões for favorável à pressão
motriz.
Fração volumétrica
Diâ
met
roda
par
tícul
a(μ
m) NEP
SEMEFEITO RETARDA
ACELERA
BAIXO ε
ALTO ε
BAIXO ε
ALTO ε
37
2.4.4.5.1 Nucleação estimulada por partículas (NEP)
O mecanismo de nucleação estimulada por partículas (NEP) foi observado em
ligas de alumínio, ferro, cobre e niquel, e tem sido visto ocorrer para partículas com
diâmetro superior a ~ 1 μm (Hansen 1975; Humphreys 1977), cujo efeito é de acelerar o
fenômeno da recristalização.
Sabe-se que, durante a deformação plástica de um material contendo partículas,
a passagem de linhas de discordâncias através da partícula, cria anéis de discordâncias
ao redor destas, segundo o mecanismo proposto por Orowan (Fig. 2.25). Se as partículas
resistem sem deformar às tensões cisalhantes geradas pelos anéis de discordâncias,
então existirá uma maior concentração de discordâncias junto às partículas, com
formação de uma zona de deformação ao redor destas.
Fig. 2.25 – Anéis de discordâncias circundando partículas, conforme mecanismoproposto por Orowan(1).
Humphreys e colaboradores mostraram que durante a deformação de uma liga
com partículas grosseiras e indeformáveis, ocorre uma elevada deformação na
vizinhança destas, causando rotações locais do reticulado cristalino. A Fig. 2.26 mostra
o resultado encontrado pelos autores(48).
38
Fig. 2.26 – Orientação do material nas vizinhanças de partícula em liga de alumíniodeformada 60% a frio(48).
Com o auxílio de microscopia eletrônica de transmissão para estudar a nucleação
da recristalização em alumínio contendo partículas, Humphreys (1977) concluiu e mais
tarde outros autores corroboraram que:
1) A recristalização originava em subgrãos pré-existentes dentro da zona
deformada;
2) A nucleação ocorria por migração do subcontorno;
3) Os grãos poderiam parar de crescer quando a zona de deformação era
consumida.
A nucleação da recristalização na vizinhança da partícula é favorecida pela
elevada desorientação do reticulado e depende também do diâmetro da partícula e da
deformação aplicada(48). A Fig. 2.27 mostra que, se o diâmetro da partícula é pequeno,
serão necessárias grandes deformações para provocar a NEP.
39
Fig. 2.27 – O efeito da redução em laminação e tamanho de partícula na ocorrência deNEP(48).
2.4.4.6 O efeito da temperatura de deformação
A migração de contornos de alto ângulo é um mecanismo tipicamente difusional.
Se a deformação é realizada em temperaturas onde atuam mecanismos de recuperação
(geralmente T > 0,4Tf ), então a taxa de recristalização poderá ser afetada. A maior e
mais rápida aniquilação de discordâncias devido à atuação destes mecanismos
termicamente ativados, reduzirá a força motriz para a ocorrência da recristalização.
Temperaturas mais elevadas favorecerão a ocorrência da recristalização.
2.4.4.7 O efeito da temperatura de recozimento
A temperatura de recozimento tem um efeito muito pronunciado na cinética de
recristalização. A Fig. 2.28 ilustra os dados obtidos em trabalho realizado por Speich e
Fisher (1966) em ligas Fe-3,5% Si deformados até 60%. Os autores observaram que a
fração recristalizada cresceu rapidamente de 0 a 1 em todas as temperaturas
investigadas, entretanto, o tempo de incubação diminuiu sensivelmente com o aumento
da temperatura de recozimento.
Os resultados mostraram que para uma mesma quantidade de deformação, o
aumento da temperatura de recozimento, eleva a taxa de recristalização da matriz.
40
Fig. 2.28 – (a) Efeito da temperatura de recozimento na liga Fe-3,5% Si deformada60%; (b) gráfico de Arrhenius do tempo para 50% de recristalização [Speich e Fisher,1966](1).
Se considerado o tempo para 50% de recristalização como uma medida da taxa
de transformação, então, a cinética do fenômeno seria descrita por uma equação do tipo:
t
1= C.exp (-Q/KT) (2.6)
Em uma análise gráfica de ln t x 1/T (Fig. 2.28b), a inclinação da reta define a
energia de ativação “Q” para a ocorrência da recristalização. A literatura comenta que
este método de medição da energia de ativação, embora de uso prático, tem
interpretação difícil, uma vez que considera a transformação como um fenômeno único.
Na recristalização, a energia de ativação é observada não ser constante, podendo variar
com a deformação e com pequenas mudanças na pureza do material(1).
Tempo (s)
1/T x 1000
Fra
ção
Rec
rista
lizad
aln
(t0,
5)
(a)
(b)
41
2.4.5 Competição entre a recuperação e a recristalização
Considerando que ambos os processos de recuperação e de recristalização são
fenômenos termicamente ativados, relacionados com a eliminação e rearranjo de
defeitos cristalinos, através da movimentação dos contornos de baixo e alto ângulos
respectivamente, cuja força motriz é a mesma, é esperado que durante o recozimento,
haja uma competição entre os dois fenômenos, dependendo de aspectos relacionados
com o material envolvido e com os parâmetros de processamento.
Assim, se as condições do tratamento de recozimento permitirem que ocorra
uma completa recuperação do metal deformado, a recristalização será muito dificultada,
podendo até não ocorrer, pois toda a força motriz necessária para a ocorrência da
recristalização terá sido consumida no processo de recuperação.
Durante o aquecimento no recozimento, de metais de média e alta EDE com
baixa fração volumétrica de partículas, a ativação térmica aumenta a mobilidade das
discordâncias facilitando a escalagem e o escorregamento com desvio, permitindo a
rápida eliminação de discordâncias distribuídas aleatoriamente dentro dos grãos
deformados e rearranjando aquelas geometricamente necessárias das paredes de células
e subgrãos. Este processo reduz a energia armazenada durante a deformação plástica e
amolece a matriz deformada. É a recuperação dificultando ou inibindo a recristalização
(Fig. 2.29).
Por outro lado, a maior organização das discordâncias geometricamente
necessárias das paredes dos subgrãos, pode concorrer para aumentar a desorientação
entre subgrãos vizinhos e transformar contornos de baixo ângulo em contornos de alto
ângulo e, desta forma, favorecer a recristalização. É a recuperação ajudando a
recristalização.
De maneira recíproca, se as condições do processamento permitirem que a
recristalização ocorra antes da recuperação, esta última pode ser inibida. Isto pode
ocorrer, por exemplo, em tratamentos com altas velocidades de aquecimento até a
temperatura de recozimento, ou na presença de partículas com tamanho e distribuição
suficiente para dificultar a movimentação de discordâncias mas que podem atuar como
fontes de nucleação da recristalização.
42
Fig. 2.29 – Variação da dureza residual durante recozimento em metais de alta EDE(alumínio) [Furu e colaboradores, 1990](1).
2.5 Cinética de recristalização primária
2.5.1 Modelo de Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov (modelo JMAK)
O modelo de Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov, ou JMAK, foi pioneiro na
tentativa de descrever matematicamente a cinética da transformação na recristalização
de um metal deformado, considerando as etapas de nucleação e de crescimento de novos
grãos, até a renovação completa da microestrutura.
Este modelo assume que os novos grãos são formados a uma taxa de nucleação
constante N� e que os grãos crescem para dentro da matriz deformada com uma taxa
linear de crescimento G� . Considera ainda que os grãos são esféricos, de tal forma que o
volume cresce com o cubo do seu diâmetro e de forma isotrópica. A fração
recristalizada (Xv) é assumida crescer rapidamente com o tempo, aumentando a taxa de
transformação, que atinge o valor máximo para 50% de recristalização. No final do
processo, os novos grãos começarão a se impingir mutuamente, levando a uma redução
da taxa de recristalização, que se aproximará de zero quando a fração recristalizada (Xv)
se aproximar de 1.
Neste modelo os valores de N� e G� atendem às seguintes equações:
Tempo (s)
Fra
ção
resi
dual
deen
crua
men
to
Início da recristalização
100 101 102 103 104
1.0
0.8
0.6
0.4
0.2
43
N� = C1 . exp (-QN/KT) (2.7)
G� = C2 . exp (-QG/KT) (2.8)
onde QN é a energia de ativação para a nucleação e QG é a energia de ativação para o
crescimento.
2.5.1.1 Descrição do modelo
Foi proposto pelos autores que, considerando a taxa de nucleação constante, o
número de núcleos formados “dN”, em um intervalo de tempo “dt”, será menor que
N� . dt devido àquelas regiões já recristalizadas.
Considerando assim, todos os núcleos, dN’, no tempo dt, teríamos:
dN’= N� dt = dN + N� .Xv.dt (2.9)
Para cálculo do volume recristalizado (V), levou-se em conta o chamado
“volume extendido” (V EX), que está relacionado com a fração volumétrica de todos os
grãos recristalizados (XVEX), considerando todos os núcleos (dN’).
XVEX = ∫t
dNV0
'. (2.10)
Efetuando todas as simplificações e considerações, foi encontrado que:
XVEX = f N� G� G3 t4/4 (2.11)
onde, f = fator de forma
N� = taxa de nucleação = constante
G� = taxa de crescimento = constante
t = tempo
44
Considerando que o volume extendido aumenta dXVEX no tempo dt e que a
fração de material ainda não recristalizado é 1-XV, logo dXV = (1 – XV) . dXVEX ,
resultou:
XVEX = ∫Xv
0dXVEX = ln 1/(1- XV) (2.12)
XV = 1 – exp (-XVEX) = 1 – exp (-f N� G� 3 t4/4) (2.13)
ou XV = 1 – exp (-B tn) (2.14)
que é a equação de Avrami ou equação JMAK.
Nesta equação, “n” que é o expoente JMAK ou expoente de Avrami vale 4, pois
é assumido que o grão cresce igualmente nas 3 dimensões, com taxas de nucleação e de
crescimento constantes, e que não existe restrição ao crescimento pela interação ou
contato com outros grãos (crescimento isotrópico).
Isto vale também para o caso em que a nucleação é considerada ocorrer com
saturação de sítios, onde todos os eventos de nucleação ocorrem no início do processo
de recristalização no tempo t = 0. Neste caso, o valor máximo esperado para o expoente
de Avrami passa a ser 3.
Caso ocorra restrição ao crescimento em alguma direção (mudanças da
dimensionalidade do sistema), então o expoente de Avrami diminui, conforme indicado
na Tabela 2.5 mostrada a seguir.
Tabela 2.5 – Valores de expoente JMAK em função do tipo de nucleação e da
dimensionalidade do sistema(1).
Dimensão do
crescimento
Saturação de Sítios Taxa de nucleação
constante
3 dimensões 3 4
2 dimensões 2 3
1 dimensão 1 2
45
Uma outra simplificação do modelo JMAK é que este considera que a nucleação
ocorre com uma distribuição aleatória e homogênea dos sítios.
Para a comparação de dados medidos experimentalmente com os calculados pelo
modelo JMAK, usa-se plotar o chamado “gráfico JMAK”, de ln[ln(1/(1-X V)] em função
de ln t. Pela equação de Avrami, isto dá uma linha reta , cuja inclinação é o expoente de
Avrami “n”.
Apesar de alguns trabalhos experimentais mais antigos [Anderson e Mehl, 1945]
com alumínio; [Reiter, 1952] com aço baixo-carbono; [Gordon, 1955] com cobre,
encontrarem n = 4, em trabalho publicado posteriormente [Doherty e colaboradores,
1986], os autores comentaram que as condições utilizadas pelos primeiros autores
atendiam às simplificações propostas no modelo, principalmente quanto à aleatoriedade
da nucleação. Estas condições são bem menos comumente encontradas em materiais
deformados convencionalmente.
Experimentos mais recentes mostraram que dificilmente as simplificações do
modelo JMAK são satisfeitas, e, desta forma, o coeficiente JMAK tem valores usuais
(n<3), com o gráfico JMAK também desviando da linearidade(1).
Num trabalho realizado com um aço IF-Ti por W. Ye e colaboradores(9), os
autores encontraram os gráficos de JMAK aproximadamente lineares na maioria dos
resultados obtidos, mas os valores de “n”variaram na faixa de 1,3 a 2,6. De fato, é visto
que poucos dados experimentais mostram total concordância com o modelo cinético
proposto por JMAK.
Em um trabalho de Vandermeer e Gordon (1962) com alumínio
microadicionado com cobre (0,0068 at% Cu) laminado 40% a frio, foi encontrado
n = 1,7 e o gráfico JMAK desviando da linearidade para temperaturas menores e
tendendo para tempos mais longos (Fig. 2.30). Em princípio, pode se atribuir à
recuperação o desvio da linearidade em materiais com alta EDE. A recuperação
compete com a recristalização diminuindo o potencial termodinâmico armazenado na
matriz. Microestruturas parcialmente recristalizadas são o resultado mais comumente
observado em metais de alta EDE e de alta pureza recozidos em temperaturas
relativamente baixas. Maiores detalhes sobre o desvio da linearidade nas curvas do
modelo JMAK serão discutidos no item 2.5.3 desta dissertação. Resultados semelhantes
foram obtidos por outros autores em outros materiais.
46
Fig. 2.30 – Gráfico JMAK para a cinética de recristalização do alumínio contendo0,0068 at% Cu, deformado 40% por laminação [Vandermeer e Gordon, 1962](1).
A literatura reporta que a cinética de recristalização de aços IF e aços baixo-
carbono, desvia-se do comportamento sigmoidal usual após 60 a 70% de recristalização(11).
Em outro trabalho com aço IF-Ti, I. Samajdar e colaboradores(11) estudaram a
cinética da recristalização e encontraram que embora esta fosse lenta nos estágios
iniciais da recristalização, após cerca de 7% até aproximadamente 70% de
recristalização, a cinética tornava-se bastante rápida, voltando a reduzir após este
patamar, e tornava-se extremamente lenta após 96% de recristalização, com algumas
regiões apresentando uma grande dificuldade de recristalizar. A Fig. 2.31 resume o que
os autores observaram no estudo realizado.
Tempo de Recozimento (s)
ln(1
/(1-
XV)
47
Fig. 2.31 – ln[-ln(1-f)] vs. ln t, onde f é a fração recristalizada e t é o tempo para arecristalização (em segundos), a 650º C(11).
Concluíram então, que o processo de recristalização é bastante complexo e que o
modelo JMAK é muito simples para modelá-lo. Seriam necessários mais parâmetros,
além da fração recristalizada, para modelar as transformações microestruturais que
ocorrem durante a recristalização. No trabalho de Weiping Ye e colaboradores (9), com
aço IF-Ti, os autores propõem que o modelo cinético de recristalização considere
parâmetros físicos relacionados com a microestrutura, tais como a mobilidade dos
contornos de grão, a densidade de discordâncias e o tamanho de grão inicial.
2.5.2 Método do caminho microestrutural (MPM)
O conceito de caminho microestrutural foi introduzido por DeHoff em meados
da década de 80 para descrever reações que exibem saturação de sítios. É
freqüentemente representado por uma relação entre a área interfacial entre a região
transformada e a região não transformada, por unidade de volume. Este método foi
utilizado em trabalho realizado por Vandermeer e Rath (1989), para aproximar mais da
condição real, os resultados que eram obtidos usando o modelo JMAK. Neste caso,
além dos parâmetros já considerados no modelo JMAK, é também levada em conta a
área interfacial por unidade de volume entre a porção recristalizada e não recristalizada
(SV) e a área interfacial expandida (SVEX).
A relação entre SVEX e SV é, segundo proposto por Gokhale e DeHoff (1985),
SVEX = SV/(1-XV) (2.15)
ln(-
ln(1
-f))
ln t (s)
48
considerando que os grãos recristalizam com distribuição aleatória.
Considerando que V(t-τ) e S(t-τ) são respectivamente o volume e a área interfacial
no tempo “t” de um grão nucleado no tempo “ τ” , as expressões integrais para X VEX e
SVEX de grãos individuais em crescimento e, ainda, assumindo que os grãos são
esferóides que não variam de forma, são então:
XVEX = ∫t
0V(t-τ) . N� (τ) dt (2.16)
SVEX = ∫t
0S(t-τ) . N� (τ) dt (2.17)
V(t-τ) = KV . a3(t-τ) (2.18)
S(t-τ) = KS . a2(t-τ) (2.19)
Onde “a” é o maior semi-eixo do esferóide e K V e KS são fatores de forma; a(t-τ) é
relacionado com a taxa de migração da interface G(t) através da equação:
a(t-τ) = ∫t
τG(t) . dt (2.20)
Assumindo que o diâmetro do maior grão individual é o diâmetro do grão que
nucleou mais cedo, então:
a(t-τ) = DL/2 (2.21)
Os autores evoluíram as equações de XVEX e SVEX, de forma a obter informações
a respeito da taxa de nucleação, da taxa de crescimento e do tamanho dos grãos
recristalizados.
Para recozimento isotérmico, as equações postuladas foram:
49
XVEX = Btn (2.22)
SVEX = Ktm (2.23)
DL = Sts (2.24)
Onde, DL representa o diâmetro do maior grão individual crescendo isolado na matriz
deformada.
Foram também postuladas as seguintes equações:
N� (ττ) = Nl τδ-1 (2.25)
a(t-τ) = Ga (t-τ)r (2.26)
Onde Nl , Ga , δ e r são constantes.
Vandermeer e Rath mostraram então que, se os grãos são considerados
esferóides e mantêm sua forma durante o crescimento,
δ = 3m – 2n (2.27)
r = s = n – m (2.28)
e daí, se:
δ = 1 , então isto corresponde à taxa de nucleação constante;
δ = 0 , isto corresponde a taxa de nucleação com saturação de sítios;
r = s = 1 , corresponde a taxa de crescimento constante.
50
Desta forma, medindo-se XV, SV e DL experimentalmente como função do
tempo de recozimento, n , m e s podem ser determinados e desta forma, δ e r
calculados, identificando o mecanismo de cinética de nucleação.
Se s ≠ r , então a forma do grão está mudando durante a recristalização.
Pelo exposto, observa-se que o método proposto por estes autores é mais realista
que o modelo JMAK, fornecendo informações sobre as taxas de nucleação e
crescimento a partir dos dados experimentais medidos, embora também para o caso
deste modelo, seja necessário assumir que a distribuição dos núcleos na recristalização é
aleatória e que a recristalização é homogênea.
Em se tratando de materiais reais, onde a recristalização é heterogênea e os grãos
nucleiam em maior quantidade nos sítios preferenciais gerados no processo de
deformação, e também, onde mecanismos de recuperação estão atuando antes da
recristalização, existe um afastamento das condições consideradas no modelo.
2.5.3 Cinética de recristalização em materiais reais
Uma das principais características observadas em materiais reais é a distribuição
não aleatória dos sítios de nucleação para a recristalização, devido ao caráter não
homogêneo e não uniforme da deformação no material, principalmente em materiais
com grãos grosseiros.
Existem diversas evidências na literatura, como aquelas de Rosen e
colaboradores, 1964 com o ferro, Hutchinson e colaboradores, 1989 com o cobre,
Hjelen e colaboradores, 1991 com o alumínio e outros, a respeito desta afirmação(1).
Numa escala microscópica, os sítios preferenciais de nucleação são basicamente
os contornos de grãos, as bandas de deformação, as bandas de transição, as bandas de
cisalhamento e ao redor de partículas grosseiras. A maior ou menor heterogeneidade da
distribuição dos núcleos vai depender da relação entre o número de núcleos formados e
a quantidade de sítios de nucleação reais existentes.
Numa escala macroscópica, considerando-se vários grãos, o que se observa é
que nem todos os grãos recristalizam com a mesma taxa e da mesma forma, conduzindo
a uma microestrutura recristalizada final heterogênea.
51
A principal causa disto é a orientação inicial dos grãos, pois os sistemas de
deslizamento atuantes e o caminho de deformação são dependentes da orientação
cristalográfica (1).
Em trabalho realizado com aço baixo-carbono [Réglé, 2001](5), os autores
comentam que se o processo de recozimento é interrompido com a amostra
parcialmente recristalizada, observa-se que a recristalização acontece de forma muito
heterogênea. Enquanto alguns grãos deformados mostram o desenvolvimento de
colônias de novos grãos, outros não apresentam evidências de qualquer nucleação
aparente(5). Alguns grãos apresentam uma textura muito forte após a recristalização.
A presença de partículas, é também um fator muito importante que contribui
para a heterogeneidade microestrutural após recristalização.
Da mesma forma que para a nucleação, existem evidências que a taxa de
crescimento também não é constante. Esta característica é atribuída à variação da
mobilidade dos contornos de grão que estão recristalizando, motivado principalmente
pela variação da pressão motriz. Esta, por sua vez, é afetada pelo próprio aspecto
heterogêneo da microestrutura e pelos mecanismos de recuperação que ocorrem
simultaneamente com a recristalização.
A consideração da variação da taxa de crescimento ( G� ) com o tempo, traz
modificação na cinética de recristalização prevista pelo modelo JMAK. Embora
trabalhos pioneiros atribuam à variação da taxa de crescimento o fenômeno da
recuperação prévia ou simultânea com a recristalização, trabalhos mais recentes
questionam a influência da recuperação afetando fortemente a recristalização do
material (Fig. 2.32), conforme trabalho de Rosen e colaboradores (1964) com o ferro(1).
52
Fig. 2.32 – Efeito da recuperação na recristalização do ferro [Rosen e colaboradores,1964](1).
Acredita-se então que outro fator além da recuperação possa estar contribuindo
para diminuir a taxa de crescimento em tempos longos(1).
Trabalho realizado por Hutchinson e colaboradores (1989) em cobre, mediu a
liberação da energia armazenada durante a recristalização e concluiu que a diminuição
da taxa de crescimento para tempos longos na recristalização e o desvio da linearidade
das curvas JMAK, eram devidos à distribuição heterogênea da energia armazenada.
Desta maneira, o crescimento dos núcleos aconteceria mais rapidamente nos grãos com
maior energia armazenada, conduzindo a uma microestrutura recristalizada final
heterogênea. Concluiu-se então que, o desvio da cinética de recristalização
estabelecidos com base no modelo JMAK e dos baixos valores de expoente JMAK que
são encontrados experimentalmente em materiais reais, podem ser, em grande parte,
atribuídos a heterogeneidades da microestrutura, pois estas levam a uma distribuição
heterogênea de sítios de nucleação e de energia armazenada, e para uma diminuição da
taxa de crescimento com o tempo.
Em trabalho recente sobre o efeito das heterogeneidades de deformação na
cinética de recristalização de metais deformados(55), Haiwen Luo e colaboradores
derivaram equações analíticas a partir do modelo clássico de JMAK para descrever a
cinética em processos de recristalização heterogênea, onde é observado um grande
Tempo (min)
-ln(1
-XV)
53
afastamento dos valores do expoente de Avrami “n” previstos pelo modelo clássico
daqueles encontrados na maioria dos casos reais. Nesta abordagem, os autores
consideraram a heterogeneidade da distribuição da deformação plástica e da energia
armazenada na matriz deformada e elaboraram uma correlação entre o expoente de
Avrami do modelo teórico e o que eles chamaram de expoente médio local “nav”
representativo da condição real, onde existe uma variação da taxa de crescimento dos
núcleos durante a recristalização considerando todo o processo, desde XV = 0,01 até
XV = 0,99. Esta correlação é mostrada no gráfico da Fig. 2.33.
Fig. 2.33 – Relação entre o expoente “n” previsto pela equação JMAK clássica e oexpoente médio “n av”previsto pela equação JMAK modificada (55).
A faixa de variação observada experimentalmente para o expoente médio local
“nav”, no caso do ferro, está entre 0,77 e 2,20. Quando a taxa de crescimento durante a
recristalização é constante, um valor mais alto de nav, em torno de 1,5 a 2,2 é esperado,
enquanto que valores mais baixos, próximos de 0,77 , são esperados quando a taxa de
crescimento dos novos grãos diminui significativamente com o tempo de recozimento.
O modelo proposto também prevê que altos valores de expoente médio de Avrami são
observados apenas quando as variações nos valores locais de deformação são muito
pequenas, tais como nos casos de materiais levemente deformados, de grãos finos, livres
de textura e com tamanho de grão uniforme.
Os resultados obtidos com a utilização do modelo proposto, encontram uma
grande concordância com valores reais publicados por diversos autores(55).
Faixa prevista pelaequação JMAK
Faixa prevista pelaequação JMAKmodificada
Exp
oent
ede
Avr
ami,
n
Expoente médio, nav
54
2.6 A microestrutura recristalizada
2.6.1 O tamanho final de grão após a recristalização
O tamanho de grão final após a recristalização é afetado por fatores relacionados
com os processos de nucleação e crescimento. Assim, fatores que contribuem para
aumentar a quantidade de sítios preferenciais de nucleação e desta forma aceleram o
início do processo de recristalização, como a quantidade de deformação e o tamanho de
grão inicial, influem no tamanho do grão final da microestrutura recristalizada.
Como a orientação inicial dos grãos ou as componentes de textura influencia a
taxa de recristalização, é esperada uma variação do tamanho de grão ao longo da
amostra, uma vez que grãos que armazenam maior quantidade de energia durante a
deformação plástica podem se recristalizar antes de outros, imprimindo um aspecto
heterogêneo na microestrutura. Apesar da heterogeneidade microestrutural observada na
maioria das vezes, a distribuição de tamanho de grão no final da recristalização é vista
ser do tipo normal, especialmente em metais com estrutura inicial de grãos mais fina(1).
2.6.2 A evolução da microestrutura na recristalização
Analisando o comportamento da microestrutura de amostras de aço baixo-
carbono recozidas, H. Réglé(5) comentou que a recristalização observada em aços baixo-
carbono ocorre em estágios, conforme mostrado esquematicamente na Fig. 2.34.
Fig. 2.34– Descrição esquemática da evolução da microestrutura em quatro estágios. (1)nucleação em grãos com alta energia armazenada; (2) crescimento dos núcleos em grãos
55
com alta energia; (3) crescimento dos núcleos para dentro de outros grãos de menorenergia; (4) fim do processo quando os grãos recristalizados entram em contato(5).
Inicialmente ocorre o desenvolvimento de núcleos de recristalização em grãos
com alta energia acumulada na deformação prévia. A partir daí, os núcleos crescem
dentro dos grãos que os geraram, mantendo a textura do material praticamente
inalterada, pois os novos grãos gerados têm quase a mesma orientação dos grãos
deformados que estão sendo consumidos. Após consumir todo o grão deformado, os
novos grãos param de crescer e dependendo das condições do tratamento, podem
começar a consumir outros grãos deformados e com menor energia acumulada.
No último estágio da recristalização ocorre o aparecimento de núcleos em grãos
com baixas energias armazenadas, e o crescimento de todos os grãos recristalizados até
que todos eles estejam em contato. A autora ressalta que o desenvolvimento de uma
nova microestrutura recristalizada ocorre de maneira bastante heterogênea e está
relacionada com a orientação individual dos grãos deformados e com heterogeneidades
de deformação dentro dos diferentes grãos(5).
A heterogeneidade microestrutural observada, desde os primeiros estágios da
recristalização, dificulta a medição da fração recristalizada pelos métodos estereológicos
convencionais e a determinação da cinética do processo. Petitgand e colaboradores(46),
estudando a cinética de recristalização de diferentes tipos de aços IF, observaram que
havia uma grande correlação entre o amolecimento e a recristalização observada no
material durante o recozimento. Estes autores determinaram então a fração volumétrica
recristalizada a partir dos valores experimentais de dureza do material recristalizado e
da matriz deformada, usando Equação 2.29 mostrada a seguir.
H(XV) = XV.H(XV=1) + (1-XV).H(XV=0) (2.29)
ou
XV =)()(
)()(
10
0
==
=
−−
VV
VV
XHXH
XHXH(2.30)
A Fig. 2.35 apresenta os resultados obtidos pelos autores.
56
Fig. 2.35 – Determinação da cinética de recristalização de um aço IF laminado 75% afrio, usando as medidas de dureza(49).
As curvas mostram que existe uma correlação muito forte entre as características
de amolecimento e a quantidade de recristalização nos materiais estudados,
desprezando-se o efeito da recuperação no amolecimento. Outros autores(18) relatam
correlações semelhantes entre estes fenômenos, em trabalhos anteriores com alumínio e
cobre (Fig. 2.36).
Fig. 2.36 – Relação entre a fração amolecida e a fração recristalizada para o alumínio(maior EDE) e para o cobre (menor EDE)(18).
Neste caso específico, o alumínio, que tem alta EDE, mostrou um desvio da
proporcionalidade, devido à ocorrência de recuperação, com as condições experimentais
empregadas.
Temperatura (ºC)
Dur
eza
Fra
ção
recr
ista
lizad
a
Dureza medidaexperimentalmente
Fração recristalizadadeduzida da dureza
57
O grau de amolecimento “A” da Figura 2.36 foi calculado através da relação
mostrada na Equação 2.30, onde A = XV.
58
3 Materiais e Métodos
3.1 Material
O material utilizado neste trabalho consistiu de amostras de um aço IF de classe
comercial, estabilizado ao titânio e contendo pequena adição de silício. As amostras
foram retiradas de esboço de laminação a quente após os passes de deformação de
desbaste e antes da seção de acabamento do laminador de tiras a quente da Companhia
Siderúrgica Nacional (CSN) em Volta Redonda - RJ.
O processo de produção do aço, até a etapa de amostragem do esboço de
laminação, compreendeu as seguintes etapas:
1) Vazamento de corrida em corversor com sopro de oxigênio;
2) Tratamento da corrida em desgaseificador a vácuo;
3) Ajuste da composição química final do banho líquido;
4) Lingotamento contínuo do aço em placas;
5) Enfornamento da placa para reaquecimento até a temperatura de 1200º C
durante aproximadamente 3 h;
6) Laminação de desbaste da placa em 8 passes consecutivos com baixas taxas
de deformação, com redução da espessura de 257 mm até 32 mm, no
intervalo de temperatura entre 1200º C e 1100º C;
A Tabela 3.1 apresenta a composição química do material utilizado no trabalho.
A análise foi realizada com espectrômetro ótico marca ARL modelo 3460 AES. Os
teores de carbono e S foram medidos através de aparelho LECO modelo CS444, todos
instalados no centro de pesquisas da CSN.
Tabela 3.1 – Composição química do aço IF estabilizado com titânio emicroadicionado com silício (em %-peso)
C Mn P S Si Al N Ti Nb
0,003 0,121 0,010 0,005 0,091 0,025 0,0033 0,060 0,002
A amostra de esboço foi seccionada em cinco partes na direção da largura,
ficando cada pedaço com dimensão aproximada de 32 x 250 x 300 mm. As
extremidades foram descartadas e os corpos-de-prova (CPs) da região central foram
59
selecionados para a realização deste trabalho (Fig. 3.1). As amostras foram usinadas,
para remoção de imperfeições e da camada de óxido de laminação a quente, bem como
para o acerto do paralelismo entre as faces. Após a usinagem, a espessura era de
29,5 mm.
Fig. 3.1 – Representação esquemática do modo de amostragem adotado no presenteestudo.
3.2 Métodos
3.2.1 Deformação a frio
De cada amostra do esboço, foram retirados três CPs para laminação a frio,
sendo um para cada condição de deformação. O processo de laminação a frio foi
realizado através de múltiplos passes em um laminador piloto FENN tipo “two-
high/four-high” modelo 4-105 do DEMAR-FAENQUIL, com reduções sucessivas de
espessura até um total acumulado de 70%, 80% e 90%, sem lubrificação nos passes. As
correspondentes deformações reais (ε) são iguais a 1,2 , 1,6 e 2,3.
A espessura inicial (hi) dos CPs era de 29,50 mm e as espessuras finais obtidas (hf)
após as reduções aplicadas foram de: 9,00 mm, 5,90 mm e 2,96 mm, respectivamente
(Fig. 3.2). As seqüências de laminação a frio são apresentadas nas Tabelas 3.2 a 3.4.
Amostras selecionadas
Descarte
60
Fig. 3.2 – Representação esquemática da redução de espessura durante a laminação.
Tabela 3.2 – Seqüência de laminação a frio do aço IF para 70% de redução deespessura.
Passe Esp. inicial (hi)
(mm)
Esp. final (hf)
(mm)
Redução no
passe (%)
100xh
hh
i
fi
⎟⎟⎠
⎞⎜⎜⎝
⎛ −
Redução
acumulada
(%)
1 29,5 27,7 6,10 6,1
2 27,7 25,5 7,94 13,6
3 25,5 24,9 2,35 15,6
4 24,9 22,82 8,35 22,6
5 22,82 22,54 1,23 23,6
6 22,54 20,85 7,50 29,3
7 20,85 19,93 4,41 32,4
8 19,93 19,77 0,80 33,0
9 19,77 19,09 3,44 35,3
10 19,09 17,15 10,16 41,9
11 17,15 15,08 12,07 48,9
12 15,08 13,88 7,96 52,9
13 13,88 13,03 6,12 55,8
14 13,03 11,15 14,43 62,2
15 11,15 10,05 9,86 65,9
16 10,05 9,00 10,45 69,5
hi
hf
DL
61
Tabela 3.3 – Seqüência de laminação a frio do aço IF para 80% de redução deespessura.
Passe Esp. inicial (hi)
(mm)
Esp. final (hf)
(mm)
Redução no
passe (%)
100xh
hh
i
fi
⎟⎟⎠
⎞⎜⎜⎝
⎛ −
Redução
acumulada
(%)
1 29,5 27,7 6,10 6,1
2 27,7 25,5 7,94 13,6
3 25,5 24,9 2,35 15,6
4 24,9 22,82 8,35 22,6
5 22,82 22,54 1,23 23,6
6 22,54 20,85 7,50 29,3
7 20,85 19,93 4,41 32,4
8 19,93 19,77 0,80 33,0
9 19,77 19,09 3,44 35,3
10 19,09 17,15 10,16 41,9
11 17,15 15,08 12,07 48,9
12 15,08 13,88 7,96 52,9
13 13,88 13,03 6,12 55,8
14 13,03 11,15 14,43 62,2
15 11,15 10,05 9,86 65,9
16 10,05 9,00 10,45 69,5
17 9 8,4 6,67 71,5
18 8,4 7,04 16,19 76,1
19 7,04 6,08 13,64 79,4
20 6,08 5,9 2,96 80,0
62
Tabela 3.4 – Seqüência de laminação a frio do aço IF para 90% de redução deespessura.
Passe Esp. inicial (hi)
(mm)
Esp. final (hf)
(mm)
Redução no
passe (%)
100xh
hh
i
fi
⎟⎟⎠
⎞⎜⎜⎝
⎛ −
Redução
acumulada
(%)
1 29,5 27,7 6,10 6,1
2 27,7 25,5 7,94 13,6
3 25,5 24,9 2,35 15,6
4 24,9 22,82 8,35 22,6
5 22,82 22,54 1,23 23,6
6 22,54 20,85 7,50 29,3
7 20,85 19,93 4,41 32,4
8 19,93 19,77 0,80 33,0
9 19,77 19,09 3,44 35,3
10 19,09 17,15 10,16 41,9
11 17,15 15,08 12,07 48,9
12 15,08 13,88 7,96 52,9
13 13,88 13,03 6,12 55,8
14 13,03 11,15 14,43 62,2
15 11,15 10,05 9,86 65,9
16 10,05 9,00 10,45 69,5
17 9 8,4 6,67 71,5
18 8,4 7,04 16,19 76,1
19 7,04 6,08 13,64 79,4
20 6,08 5,9 2,96 80,0
21 5,9 5,2 11,86 82,4
22 5,2 4,3 17,31 85,4
23 4,3 3,5 18,60 88,1
24 3,5 2,96 15,43 90,0
63
3.2.2 Preparação dos CPs para recozimento
De cada CP laminado a frio, após o descarte das bordas e das extremidades,
foram retirados inúmeros CPs menores, com dimensões aproximadas de 10,0 mm de
largura x 12,0 mm de comprimento x hf mm de espessura, para a realização dos
tratamentos térmicos de recozimento nas diferentes temperaturas e tempos
predeterminados para o estudo da cinética de recristalização. Os cortes foram realizados
com serra de fita refrigerada para evitar super-aquecimentos localizados. A Fig. 3.3
mostra um desenho esquemático dos CPs produzidos.
Fig. 3.3 – Representação esquemática dos CPs preparados para o estudo darecristalização.
3.2.3 Recozimento
Todos os tratamentos térmicos de recozimento foram realizados no centro de
pesquisas da CSN, em forno de banho de sal de fabricação BRASIMET, com controle
de temperatura da câmara de aquecimento. Durante os tratamentos térmicos foi mantido
um termopar imerso no banho, junto aos CPs, para monitoramento contínuo da
temperatura de recozimento. Em todos os ensaios realizados, a temperatura se manteve
praticamente constante em relação ao valor especificado, com variação real de ± 5°C. O
monitoramento e registro contínuos da temperatura ao longo dos testes foram realizados
através de um sistema de aquisição de dados Hydra Data Logger, marca FLUKE
modelo 2625A.
Para que fosse possível recozer três CPs simultaneamente, um de cada condição
de pré-deformação, foi confeccionado um “cadinho” de aço inoxidável ABNT 304, tipo
cesta, cuja arquitetura permitia o contato direto destes com o banho de sal fundido.
Assim, a condição de recozimento era idêntica para todos os CPs deformados.
Os primeiros tratamentos consistiram de recozimento isotérmico dos CPs das
três pré-reduções, nas temperaturas de 550, 600, 640, 660, 680, 700, 720, 740, 760, 780
e 800°C, com tempo de encharque de 0,5 h. Estes parâmetros foram estabelecidos com
10 mm
hf12 mm
64
base na literatura disponível e experiência industrial. Os ensaios nestas temperaturas
permitiram o levantamento das primeiras curvas de amolecimento e a escolha das
condições a serem adotadas para o estudo da cinética de recristalização. Era necessário
que as temperaturas de recozimento escolhidas permitissem o acompanhamento da
evolução da recristalização até 100 % de transformação em um intervalo de tempo entre
poucos segundos até cerca de 1 h de tratamento térmico.
Foram selecionadas inicialmente quatro temperaturas para o estudo da cinética,
quais sejam 660º C, 680º C, 700º C e 750º C. Os tempos pré-determinados para os
recozimentos isotérmicos foram 1 s, 3 s, 5 s, 15 s, 30 s, 1 min, 3 min, 5 min, 10 min,
15 min, 20 min, 30 min e 1 h. Numa etapa seguinte do trabalho, foi necessária a
realização de recozimentos adicionais nas temperaturas de 600º C e 800º C, com tempos
variando entre 1 min e 8 h para a temperatura mais baixa, e entre 5 s e 10 min para a
mais elevada.
Após cada recozimento, os corpos-de-prova eram retirados do forno e deixados
esfriar ao ar natural até a temperatura ambiente, lavados em água corrente para
eliminação dos resíduos de sal, secados e identificados.
3.2.4 Preparação de amostras para metalografia
Para a caracterização metalográfica das amostras recozidas, o primeiro
procedimento realizado foi o corte longitudinal dos corpos-de-prova com disco abrasivo
refrigerado, aproximadamente no meio da largura e ao longo do comprimento destes
(Fig. 3.4a). Uma das superfícies de corte foi preparada para análise microestrutural
(Fig. 3.4b).
(a) (b)
Fig. 3.4 – (a) Desenho esquemático do corte realizado nas amostras recozidas;(b) seção de corte preparada para análise metalográfica e medição de microdureza.
DL
Superfície analisada
65
As amostras foram embutidas em baquelite, lixadas com lixas d’água de
granulometria 50, 100, 220, 320, 400, 600 e 1200 mesh, e polidas manualmente
primeiro com alumina de granulometria 0,5 μm e depois com uma solução aquosa
contendo sílica coloidal conforme indicado a seguir.
25 mL de suspensão de sílica coloidal OP-U (Struers)
1950 mL de água destilada
1 mL de HNO3 P.A.
2 mL de detergente neutro comercial
O polimento foi realizado em politriz da PANAMBRA modelo DPU-10, numa
velocidade constante de 300 rpm até o completo desaparecimento dos riscos
provenientes da etapa anterior de lixamento das amostras.
Para observação no microscópio ótico, as superfícies polidas sofreram ataque
químico com solução de Nital 3% em volume, durante 10 s, seguido de ataque de
Klemms (1 g de metabisulfito de potássio e 50 mL de tiossulfato de sódio saturado)
durante cerca de 2 a 3 min, até que fosse percebida visualmente uma cor azulada na
superfície exposta ao ataque. A seguir, a amostra era lavada com álcool etílico P.A. e
secada com ar quente. A utilização deste método de ataque foi necessário para permitir
uma boa visualização da microestrutura ferrítica e distinguir os grãos recristalizados da
matriz recuperada. Esta técnica de ataque é bastante utilizada na indústria para
caracterização de aços IF.
3.2.5 Caracterização microestrutural
A caracterização microestrutural das amostras foi realizada com microscópio
ótico marca ZEISS AXIOPHOT, dotado de recursos de análise de imagens e registro
fotográfico digital, além da técnica convencional de fotografia em película. O uso
destes recursos permitiu visualizar os resultados microestruturais obtidos nas diferentes
condições de recozimento e registrar o aspecto microscópico observado.
Pelas técnicas empregadas, também foi possível observar as heterogeneidades do
estado encruado e o início da recristalização associada a essas regiões de mais alta
energia, dentre outras.
66
As microestruturas representativas foram registradas em fotos digitais pelo
analisador de imagens AnalySIS Pro 3.0 acoplado ao microscópio, ou em fotos
convencionais em papel fotográfico.
A medição do tamanho de grão ferrítico após recristalização, em cada condição
de pré-deformação foi realizada através deste mesmo analisador de imagens,
empregando métodos estereológicos convencionais.
A microestrutura das amostras recozidas a 600º C durante 8 h, foi também
caracterizada através do microscópio eletrônico de varredura modelo LEO 1450-VP do
DEMAR/FAENQUIL, com filamento de tungstênio e tensão de aceleração de 20 kV,
utilizando a técnica de análise por elétrons secundários.
3.2.6 Medidas de microdureza
Para cada condição de pré-deformação e temperatura de recozimento, foram
realizadas medições de microdureza Vickers nos CPs recozidos e os dados coletados
foram tratados de forma gráfica, correlacionando-as com as variáveis temperatura,
tempo e quantidade de redução a frio. Esta atividade foi desenvolvida com o emprego
de duas técnicas distintas, a saber:
I) Após os primeiros tratamentos isotérmicos, foram realizadas cinco medições
aleatórias de dureza superficial, na escala Rockwell B, em cada CP recozido. O valor
médio calculado a partir dos resultados obtidos em cada condição testada foi plotado em
gráfico contra a temperatura de recozimento. As medições foram realizadas com
durômetro WILSON modelo 4JR.
II) Nos CPs recozidos com diferentes tempos, foram realizadas medições de
microdureza na escala Vickers, com carga de 0,2 kgf, em todas as condições
estabelecidas para o estudo da cinética de recristalização, incluindo a condição “sem
tratamento”. Todas as medidas foram realizadas com microdurímetro calibrado, modelo
MICROMET 3 da BUEHLER LTD. Esta decisão foi tomada para minimizar a
ocorrência de erros de interpretação dos resultados, devido ao possível comportamento
diferenciado na recristalização dos grãos mais próximos das superfícies em comparação
com aqueles do interior da massa metálica, e para aumentar a precisão das medições.
Foram adotados os seguintes critérios:
67
1) As medições foram realizadas na superfície preparada para análise
metalográfica, após ataque químico de Nital a 3%;
2) As medições foram realizadas numa região da seção longitudinal
correspondente ao meio do comprimento das amostras conforme ilustrado
nos desenhos esquemáticos das Figs. 3.5 a 3.7. Cinco medições consecutivas
no sentido longitudinal foram realizadas, sendo repetidas diversas vezes ao
longo da direção da espessura, de forma a varrer a amostra de uma maneira
mais representativa. A primeira e a última linha de pontos eram tomadas a
cerca de 0,5 mm afastadas das superfícies do CP. Uma linha de pontos era
tomada no meio da espessura e as demais eqüidistantes entre si em no
máximo 1,5 mm, dependendo da espessura do corpo-de-prova.
Os valores foram lançados em planilha eletrônica para posterior tratamento
estatístico e análise em gráficos.
Fig. 3.5 – Representação esquemática dos pontos de medição de microdureza nasamostras com 70% de redução.
Fig. 3.6 – Representação esquemática dos pontos de medição de microdureza nasamostras com 80% de redução.
Espessurafinal
Espessurafinal
68
Fig. 3.7 – Representação esquemática dos pontos de medição de microdureza nasamostras com 90% de redução.
3.2.7 Preparação de amostras deformadas para análise da textura
De cada condição de deformação a frio foi extraído um CP de dimensão
aproximada 40 x 40 x2
fhmm, para análise da textura de deformação. Os CPs foram
cortados com disco refrigerado para evitar aquecimento das bordas, desbastados até
metade da espessura por usinagem com plaina e o acabamento superficial final foi dado
por retífica. Após usinagem as superfícies foram protegidas com óleo mineral para
evitar a oxidação.
3.2.8 Análise da textura de deformação
As medidas de textura cristalográfica foram realizadas com o auxílio de um
difratômetro Rigaku modelo DMAX-2100 com goniômetro de textura horizontal
“multipurpose”, utilizando radiação Mo-K α com foco ponto e fenda colimadora de
Schulz. Quatro figuras de pólo {110}, {200}, {211} e {310} foram usadas para
construir as FDOCs. As medidas foram realizadas na metade da espessura final de cada
chapa para minimizar os efeitos de deformações cisalhantes junto à superfície de
laminação.
3.2.9 Cálculo da fração amolecida
Os valores médios de microdureza das amostras após tratamento térmico de
recozimento, foram analisados contra o tempo de recozimento em escala logarítmica,
tanto para as amostras na condição “apenas deformada”, até os maiores tempos de
recozimento. Para cada condição de pré-deformação e temperatura de recozimento foi
ajustada uma curva do tipo sigmoidal.
Para cada condição de deformação, considerando que no tempo t = 0 s e na
temperatura ambiente a amostra está totalmente encruada, e teoricamente apresenta o
Espessurafinal
69
valor mais alto de dureza (He), e que no maior tempo de recozimento, e na maior
temperatura de recozimento, está totalmente amolecida (com o valor de dureza mais
baixo (Hr)), então, para cada tempo “t i” de tratamento que corresponde a um valor de
dureza “Hi”, é possível calcular a fração amolecida “A”através da seguinte relação:
re
ie
HH
HHA
−−= (3.1)
Considerando a fração amolecida igual à fração recristalizada, então a equação
3.1 é igual à equação 2.30.
Os valores de “A” calculados pela Equação 3.1 foram plotados contra o tempo
de recozimento na escala logarítmica, cuja curva tem a forma sigmoidal e cresce desde
próximo de “zero” até próximo de “um”. Vale ressaltar que, freqüentemente é possível
encontrar valores negativos para a fração amolecida, devido às variações naturais de
dureza advindas do processo experimental e do procedimento de medição adotado, o
que não caracteriza necessariamente um erro de cálculo.
Como não é possível indicar o valor t = 0 na escala logarítmica, adotou-se o
valor de t = 0,5 s como sendo representativo da condição de partida. Não há qualquer
prejuízo à interpretação dos resultados ao se adotar tal aproximação.
Os resultados de dureza e de fração amolecida, obtidos a partir dos ensaios
realizados nas temperaturas de 600º C e 800º C, também foram inseridos nos respectivos
gráficos para cada condição de deformação.
3.2.10 Cálculo da energia de ativação aparente para a recristalização
Os cálculos da energia de ativação aparente (Qap) para a transformação foram
realizados a partir dos valores da fração amolecida durante a recristalização do material
nos tratamentos térmicos de recozimento. Para isso, foram utilizados os seguintes
passos:
1) Elaborou-se uma planilha com os dados de temperatura, do tempo para 50%
de amolecimento ( 5,0t ) em cada temperatura e da taxa de transformação, esta
última representada pelo inverso do tempo considerado (taxa =5,0
1
t);
70
2) Considerando que a taxa de amolecimento segue uma equação de Arrhenius
do tipo:
Taxa = A exp (-Qap/RT) (3.2)
então, o gráfico do )ln(taxa em 1−s contra o inverso da temperatura (T
1) em
cada ponto, dá aproximadamente uma linha reta, onde o coeficiente angular
valeR
Qap−. Como R é a constante dos gases e tem um valor conhecido, o
valor da energia de ativação aparente ( apQ ) pode ser calculado.
3.2.11 Cálculo do expoente de Avrami “n”
A fração recristalizada (XV) para cada deformação, temperatura e tempo de
recozimento, foi determinada com o auxílio da equação 2.28, a partir dos valores
médios de microdureza das amostras recozidas.
O cálculo do expoente de Avrami é facilmente obtido a partir da Eq. 2.14 do
modelo cinético de JMAK, plotando-se os valores do ⎥⎦
⎤⎢⎣
⎡⎟⎟⎠
⎞⎜⎜⎝
⎛− VX1
1lnln contra ln t. Os
gráficos obtidos aproximam-se de uma reta, onde o valor de n é o coeficiente angular
desta reta. Os resultados são apresentados em tabelas e nos respectivos gráficos de
Avrami de cada condição experimentada. Pelos mesmos gráficos é possível extrair o
valor da constante “B”da equação de JMAK.
71
4 Resultados e Discussão
4.1 Composição química do aço
Os teores encontrados para os principais elementos (Tab. 3.1), mostram que o
aço em questão é do tipo ultra-baixo-carbono acalmado com alumínio e contendo titânio
em quantidade suficiente para combinar com todo o carbono e nitrogênio presentes,
deixando o aço totalmente estabilizado ou livre de intersticiais. Os principais compostos
formados são do tipo nitreto (TiN), sulfeto (TiS), carbosulfeto (Ti4C2S2) e carboneto de
titânio (TiC)(38,50,51).
Observa-se também que o aço contém elementos endurecedores por solução
sólida substitucional, como o silício e o manganês. Neste aço, o teor de manganês é
mantido em níveis baixos devido ao seu efeito indesejável na anisotropia normal e na
textura, que se reflete na estampabilidade do material. O silício, por sua vez, traz
efeitos benéficos atuando como elemento estabilizador de ferrita e forte endurecedor por
solução sólida. A sua adição também reduz a influência do manganês na obtenção de
componentes de textura de recristalização indesejáveis no material(25).
Outro elemento presente, o alumínio, é adicionado com o objetivo de acalmar o
aço líquido, removendo o oxigênio dissolvido. O fósforo, que é uma impureza e sempre
está presente na produção em escala industrial, pode também contribuir para o
endurecimento do aço por solução sólida substitucional.
Todos esses elementos em solução sólida no aço, bem como os compostos
formados pela reação com o titânio e que precipitam como partículas, podem influenciar
na cinética de recristalização. O efeito individual destes fatores não foi medido e
portanto não será discutido nesta dissertação.
4.2 Curvas de amolecimento
4.2.1 Dureza média das amostras após tratamentos térmicos iniciais
Os primeiros tratamentos térmicos de recozimento nos CPs laminados a frio com
as reduções de 70, 80 e 90% realizados nas temperaturas de 550, 600, 640, 660, 680,
700, 720, 740, 760, 780 e 800°C com tempo de patamar de 0,5 h, tiveram dois
objetivos: o primeiro foi descrever o comportamento geral da recristalização do aço IF
72
Ti-Si através da medição do amolecimento do material durante os recozimentos
isotérmicos; o segundo era permitir a seleção do intervalo de temperaturas para a
realização do estudo da cinética de recristalização. Os resultados de dureza obtidos são
mostrados na Tabela 4.1 e no gráfico exibido na Fig. 4.1, a seguir.
Tabela 4.1 – Dureza média superficial após tratamentos térmicos iniciais por 0,5 h.
Dureza superficial do CP (HRB)Temperatura (°C)
Def. = 70% Def. = 80% Def. = 90%
500 (*) 91 90 93
550 90 88 92
600 89 87 90
640 80 80 80
660 60 47 37
680 34 26 29
700 33 28 28
720 26 27 26
740 23 24 26
760 23 21 21
780 22 22 22
800 23 22 23
(*) Estado totalmente encruado. A temperatura foi arbitrada para facilitar a representação no gráfico da Figura 4.1.
Fig. 4.1 – Variação da dureza do aço IF Ti-Si em função da temperatura derecozimento.
500 550 600 650 700 750 800
20
30
40
50
60
70
80
90
100
t = 0,5 h
70% def.80% def.90% def.
Dur
eza
(HR
B)
Temperatura de Recozimento (°C)
73
O gráfico da Figura 4.1 apresenta o comportamento geral do amolecimento do
aço IF Ti-Si, após um tempo de permanência de 1800 s, em diferentes temperaturas de
recozimento, para as três deformações investigadas. A observação das curvas obtidas
mostra que até uma temperatura da ordem de 600º C, a dureza do material se altera
pouco, sugerindo que o processo de recristalização ainda não se iniciou nesta condição,
independentemente da deformação empregada. A análise da microestrutura corroborou
esta afirmação. A 640º C, começa a ser percebida uma pequena redução da dureza das
amostras, indicando um provável início de recristalização do material. Acima de 700º C,
o processo parece estar concluído.
Com o aumento da temperatura, o que se observa é uma rápida redução da
dureza do material, de cerca de 80 HRB na temperatura de 640º C para algo em torno de
30 HRB a 700º C. Nota-se que cada condição de deformação exibe um comportamento
distinto, porém semelhante, da variação da dureza com a temperatura. Para 70% de
deformação, a taxa apresenta uma queda mais suave do que para 90% de redução a frio.
A condição de 80% exibiu um comportamento intermediário. Considerando que a
cinética do amolecimento do material tem forte correlação com a recristalização da
microestrutura, pode-se dizer que o resultado obtido era esperado, uma vez que o
aumento da deformação eleva a energia armazenada no material, influenciando a
cinética da recristalização. Desta forma, para uma mesma temperatura, a ocorrência do
fenômeno de recristalização deverá ser mais rápida para a amostra mais deformada.
Estes primeiros resultados nortearam a seleção das temperaturas e dos tempos de
recozimento para a continuidade do estudo.
4.2.2 Cinética de amolecimento
As Tabelas 4.2 a 4.4 apresentam os resultados de microdurezas médias obtidas
nos CPs recozidos em forno de banho de sal nas temperaturas de 660º C, 680º C, 700º C e
750º C, e nos tempos de 1 s, 3 s, 5 s, 15 s, 30 s, 60 s, 180 s, 300 s, 600 s, 900 s, 1200 s,
1800 s e 3600 s, para cada condição de deformação. São também apresentados os
resultados obtidos nos tratamentos térmicos adicionais nas temperaturas de 600º C e
800º C com tempos de recozimento de 1 min a 8 h e de 5 s a 10 min respectivamente. Os
respectivos gráficos são mostrados nas Figs. 4.2 a 4.4.
As curvas individuais para cada condição de recozimento são apresentadas no
Apêndice.
74
Tabela 4.2 – Valores médios de microdureza Vickers após tratamentos térmicos derecozimento nas amostras deformadas 70% em laminação a frio.
Temperatura (ºC)
600 660 680 700 750 800Tempo
(s)H(1)
(HV)D.P.(2) H(1)
(HV)D.P.(2) H(1)
(HV)D.P.(2) H(1)
(HV)D.P.(2) H(1)
(HV)D.P.(2) H(1)
(HV)D.P.(2)
0 199 10 199 10 199 10 199 10 199 10 199 101 - - 208 15 204 10 201 12 195 13 - -3 - - 207 12 207 11 205 10 203 11 - -5 - - 203 9 206 13 197 13 195 12 202 8
15 - - 206 11 197 9 200 10 194 10 195 1030 - - 200 12 199 8 202 14 191 12 181 1460 - - 202 15 195 10 202 11 167 13 90 7
180 - - 184 16 184 16 177 20 92 7 83 3300 185 8 186 11 160 12 160 14 80 3 81 3600 183 9 169 11 162 11 127 20 80 3 81 2900 - - 151 11 104 17 87 5 80 2 - -
1200 180 8 151 20 125 20 84 5 78 2 - -1800 178 9 129 18 94 8 85 4 79 2 - -3600 175 8 104 17 86 4 88 2 78 2 - -7200 175 5 - - - - - - - - - -14400 170 11 - - - - - - - - - -
(1) H = dureza média (HV0,2kgf); (2) D.P. = desvio-padrão
Fig. 4.2 – Redução contínua da dureza com o progresso da recristalização do aço IFTi-Si com 70% de redução a frio.
1 10 1E2 1E3 1E4
80
100
120
140
160
180
200
220
240
Aço IF Ti-Si, 70% def.
600ºC660ºC680ºC700ºC750ºC800ºC
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
75
Tabela 4.3 – Valores médios de microdureza Vickers após tratamentos térmicos derecozimento nas amostras deformadas 80% em laminação a frio.
Temperatura (ºC)
600 660 680 700 750 800Tempo(s)
H(1)
(HV)D.P.(2) H(1)
(HV)D.P.(2) H(1)
(HV)D.P.(2) H(1)
(HV)D.P.(2) H(1)
(HV)D.P.(2) H(1)
(HV)D.P.(2)
0 202 11 202 11 202 11 202 11 202 11 202 111 - - 203 14 209 16 203 8 202 11 - -3 - - 207 7 198 9 199 9 196 9 - -5 - - 197 9 203 9 203 10 197 10 204 14
15 - - 201 8 200 10 197 7 197 11 192 830 - - 195 6 190 7 194 11 187 8 165 660 186 7 191 10 190 9 190 10 130 9 83 3
180 - - 166 5 161 6 170 4 85 3 84 3300 183 5 169 5 146 14 149 7 82 3 83 2600 179 6 156 7 137 8 103 12 80 2 82 2900 176 7 127 12 88 4 88 7 82 2 - -
1200 175 5 125 7 94 6 82 3 80 2 - -1800 175 4 100 12 83 2 83 3 79 3 - -3600 171 5 90 4 85 3 83 2 81 1 - -7200 168 4 - - - - - - - - - -14400 157 10 - - - - - - - - - -28800 132 10 - - - - - - - - - -
(1) H = dureza média (HV0,2kgf); (2) D.P. = desvio-padrão
Fig. 4.3 – Redução contínua da dureza com o progresso da recristalização do aço IFTi-Si com 80% de redução a frio.
1 10 1E2 1E3 1E4
80
100
120
140
160
180
200
220
240
Aço IF Ti-Si, 80% def.
600º C660º C680º C700º C750º C800º C
Mic
rod
ure
za(H
V 0,2
kgf)
Tempo (s)
76
Tabela 4.4 – Valores médios de microdureza Vickers após tratamentos térmicos derecozimento nas amostras deformadas 90% em laminação a frio.
Temperatura (ºC)
600 660 680 700 750 800Tempo
(s)H(1)
(HV)D.P.(2) H(1)
(HV)D.P.(2) H(1)
(HV)D.P.(2) H(1)
(HV)D.P.(2) H(1)
(HV)D.P.(2) H(1)
(HV)D.P.(2)
0 219 8 219 8 219 8 219 8 219 8 219 81 - - 228 7 216 9 221 8 220 8 - -3 - - 224 9 222 7 222 16 206 10 - -5 - - 225 5 216 10 224 11 210 8 217 9
15 - - 220 9 217 8 202 6 194 7 188 530 - - 218 7 215 8 213 9 205 4 100 860 202 8 213 11 207 10 207 8 101 7 87 3
180 - - 173 6 168 5 176 6 88 3 90 3300 189 5 173 4 140 9 151 9 88 3 88 2600 188 4 154 6 136 11 97 5 89 3 85 3900 184 4 115 11 90 2 85 1 87 5 - -
1200 182 3 118 12 91 6 87 3 83 2 - -1800 178 4 95 9 85 2 84 1 83 2 - -3600 175 5 90 3 85 3 86 2 85 2 - -7200 173 5 - - - - - - - - - -14400 143 11 - - - - - - - - - -28800 116 11 - - - - - - - - - -
(1) H = dureza média (HV0,2kgf); (2) D.P. = desvio-padrão
Fig. 4.4 – Redução contínua da dureza com o progresso da recristalização do aço IFTi-Si com 90% de redução a frio.
1 10 1E2 1E3 1E4
80
100
120
140
160
180
200
220
240
Aço IF Ti-Si, 90% def.
600º C660º C680º C700º C750º C800º C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
77
A observação das Tabelas 4.2 a 4.4 mostra flutuações nos valores de desvio-
padrão das durezas médias calculadas para cada condição (deformação x temperatura x
tempo). As maiores dispersões foram verificadas nas amostras recozidas em
temperaturas mais baixas e com tempos mais curtos. Isto se deveu principalmente à
heterogeneidade microestrutural observada nas amostras durante a evolução da
recristalização. Um outro fator que pode ter contribuído para as flutuações de dureza
encontradas está relacionado com as imprecisões inerentes ao processo de medição, cujo
desvio-padrão tende a ser maior nas regiões mais duras (menor profundidade de
impressão do penetrador de diamante).
As Figs 4.2, 4.3 e 4.4 mostram que os perfis de amolecimento são parecidos nas
três condições de pré-deformação. A maior taxa de amolecimento ocorreu nas amostras
tratadas a 800º C, seguida em ordem decrescente pelos CPs recozidos nas temperaturas
de 750, 700, 680, 660 e por último 600º C. Os resultados encontrados nos tratamentos a
680 e 700º C ficaram muito próximos, porém com taxa de amolecimento maior para as
amostras recozidas a 700º C.
Comparando-se todas as curvas para uma mesma deformação, observa-se que o
tempo transcorrido até a percepção do início do amolecimento cresceu com a
diminuição da temperatura. Isto provavelmente está relacionado com o período de
incubação e também pelo efeito da recuperação que ocorre em temperaturas mais baixas
retardando a recristalização. Tanto a ativação térmica como a deformação, afetam a
mobilidade dos contornos de alto ângulo, responsável pela recristalização do
material(1,9). A taxa de transformação diminui com o abaixamento da temperatura de
recozimento. Provavelmente, nestas condições, ou a força motriz para o processo de
recristalização está sendo consumida pela recuperação e/ou a ativação térmica da
amostra é insuficiente para permitir a movimentação de contornos de alto ângulo. A
presença de solutos, neste caso, também é um fator de forte influência no atraso da
recristalização devido ao efeito na mobilidade dos contornos, principalmente em
temperaturas mais baixas e menores deformações.
Nos recozimentos em temperaturas mais elevadas, por exemplo, a 750º C, nota-
se que o tempo decorrido entre o início e o término da recristalização é muito curto,
significando que toda a energia armazenada na deformação é praticamente consumida
na recristalização.
78
Devido ao tamanho reduzido dos corpos-de-prova utilizados nos ensaios,
admite-se que foram conseguidas altas taxas de aquecimento, dificultando a ocorrência
de recuperação apreciável durante a etapa de aquecimento.
Em temperaturas tão baixas quanto 600º C, o que se observa é um processo de
transformação muito lento, que só acontece para tempos muito longos. Neste caso, o
amolecimento observado em tempos mais curtos deve-se provavelmente à ocorrência da
recuperação. Os solutos presentes no aço, como manganês, fósforo, silício e alumínio,
podem estar contribuindo para dificultar a nucleação e o crescimento de núcleos
recristalizados, pela possibilidade de segregação nos contornos de alto ângulo. Por outro
lado, a recuperação pode ser facilitada pela possibilidade de organização das
discordâncias nos contornos de baixo ângulo em configurações de menor energia, como
subgrãos. A literatura comenta sobre o efeito de elementos em solução sólida em metais
de alta EDE, dificultando a recristalização e favorecendo a recuperação em temperaturas
mais baixas(1). Deve ser considerado também aqui, o efeito das heterogeneidades da
microestrutura deformada, dos sítios de nucleação e da distribuição de energia
armazenada durante a deformação, na elevação do tempo para a ocorrência da
recristalização. A maior queda de dureza observada após um tempo de recozimento
superior a 7200 s nas amostras com redução de 80 e 90%, mostram o efeito do aumento
da deformação a frio favorecendo a recristalização mesmo que em tempos mais longos.
A recuperação observada nestas amostras em tempos mais curtos, arranjando a estrutura
dos subcontornos é um fator que pode vir a favorecer a recristalização observada,
devido às alterações nas desorientações locais entre subgrãos adjacentes.
4.2.3 Cinética de recristalização
Os valores de fração amolecida (A) obtidos após recozimento para cada
condição de pré-deformação são apresentados nas Tabelas 4.5 a 4.7 e de forma gráfica
nas Figuras 4.5, 4.6 e 4.7. Os cálculos foram realizados usando a Equação 3.1 com os
valores médios de microdureza obtidos nos diferentes tempos de tratamento.
Considerando-se que nas condições testadas, o amolecimento observado no
material durante os tratamentos de recozimento, tem forte correlação com a
recristalização, adota-se que a fração volumétrica recristalizada “X V” é igual à fração
amolecida “A”, como visto na revisão da literatura (49)e expressado pela Equação 2.29.
Foram então traçadas as curvas de cinética da recristalização primária através do
79
modelo proposto por JMAK e calculado o valor experimental do expoente de Avrami
“n”para todas as condições experimentadas. Os resultados obtidos são apresentados nas
Tabelas 4.8, 4.9 e 4.10, e nos gráficos das Figuras 4.8, 4.9 e 4.10, respectivamente. Os
valores de “n” e da constante da equação de JMAK “ B”, estão resumidos na Tabela 4.11
deste capítulo.
As curvas individuais para cada condição de tratamento são apresentadas no
Apêndice desta dissertação.
80
Tabela 4.5 – Fração amolecida (A) ou fração volumétrica recristalizada (XV) para cadacondição de recozimento no material deformado 70% por laminação a frio.
Temperatura (ºC)
600 660 680 700 750 800Tempo(s) H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
0 199 - 199 - 199 - 199 - 199 - 199 -1 - - 208 -0,073 204 -0,039 201 -0,015 195 0,035 - -3 - - 207 -0,064 207 -0,064 205 -0,048 203 -0,031 - -5 - - 203 -0,031 206 -0,056 197 0,018 195 0,035 202 -0,025
15 - - 206 -0,056 197 0,018 200 -0,007 194 0,043 195 0,03330 - - 200 -0,007 199 0,002 202 -0,023 191 0,068 181 0,14960 191 0,066 202 -0,023 195 0,035 202 -0,023 167 0,266 90 0,901
180 - - 184 0,125 184 0,125 177 0,183 92 0,884 83 0,959300 185 0,116 186 0,109 160 0,323 160 0,323 80 0,983 81 0,972600 183 0,132 169 0,249 162 0,307 127 0,596 80 0,983 81 0,975900 - - 151 0,398 104 0,785 87 0,926 80 0,983 - -1200 180 0,157 151 0,398 125 0,612 84 0,950 78 1 - -1800 178 0,174 129 0,579 94 0,868 85 0,942 79 0,992 - -3600 175 0,198 104 0,785 86 0,934 88 0,917 78 1 - -7200 175 0,198 - - - - - - - - - -
14400 170 0,240 - - - - - - - - - -(1) H = dureza média (HV0,2kgf); (2) A = fração amolecida; XV = fração volumétrica recristalizada
Fig. 4.5 – Cinética do amolecimento ou da recristalização do aço IF Ti-Si laminado70% a frio.
1 10 1E2 1E3 1E4-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0Aço IF Ti-Si, 70% def.
600º C660º C680º C700º C750º C800º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
81
Tabela 4.6 – Fração amolecida (A) ou fração volumétrica recristalizada (XV) para cadacondição de recozimento no material deformado 80% por laminação a frio.
Temperatura (ºC)
600 660 680 700 750 800Tempo(s) H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
0 202 - 202 - 202 - 202 - 202 - 202 -1 - - 203 -0,011 209 -0,058 203 -0,008 202 0 - -3 - - 207 -0,044 198 0,033 199 0,025 196 0,050 - -5 - - 197 0,039 203 -0,008 203 -0,008 197 0,041 204 -0,017
15 - - 201 0,006 200 0,017 197 0,041 197 0,041 192 0,08330 - - 195 0,056 190 0,099 194 0,066 187 0,124 165 0,30660 186 0,132 191 0,089 190 0,099 190 0,099 130 0,595 83 0,983
180 - - 166 0,296 161 0,339 170 0,264 85 0,967 84 0,975300 183 0,157 169 0,271 146 0,463 149 0,438 82 0,992 83 0,983600 179 0,190 156 0,379 137 0,537 103 0,818 80 1,008 82 0,992900 176 0,215 127 0,619 88 0,942 88 0,942 82 0,992 - -
1200 175 0,223 125 0,635 94 0,893 82 0,992 80 1,008 - -1800 175 0,223 100 0,843 83 0,983 83 0,983 79 1,017 - -3600 171 0,256 90 0,925 85 0,967 83 0,983 81 1 - -7200 168 0,281 - - - - - - - - - -
14400 157 0,372 - - - - - - - - - -28800 132 0,579 - - - - - - - - - -
(1) H = dureza média (HV0,2kgf); (2) A = fração amolecida; XV = fração volumétrica recristalizada
Fig. 4.6 – Cinética do amolecimento ou da recristalização do aço IF Ti-Si laminado80% a frio.
1 10 1E2 1E3 1E4-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0Aço IF Ti-Si, 80% def.
600º C660º C680º C700º C750º C800º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
82
Tabela 4.7 – Fração amolecida (A) ou fração volumétrica recristalizada (XV) para cadacondição de recozimento no material deformado 90% por laminação a frio.
Temperatura (ºC)
600 660 680 700 750 800Tempo(s) H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
0 219 - 219 - 219 - 219 - 219 - 219 -1 - - 228 -0,070 216 0,020 221 -0,017 220 -0,010 - -3 - - 224 -0,040 222 -0,025 222 -0,025 206 0,095 - -5 - - 225 -0,047 216 0,020 224 -0,040 210 0,065 217 0,013
15 - - 220 -0,010 217 0,013 202 0,125 194 0,185 188 0,23030 - - 218 0,005 215 0,028 213 0,043 205 0,102 100 0,88860 202 0,127 213 0,043 207 0,088 207 0,088 101 0,880 87 0,985
180 - - 173 0,342 168 0,379 176 0,319 88 0,978 90 0,963300 189 0,224 173 0,342 140 0,589 151 0,506 88 0,978 88 0,978600 188 0,231 154 0,484 136 0,619 97 0,910 89 0,970 85 1900 184 0,261 115 0,776 90 0,963 85 1 87 0,985 - -
1200 182 0,276 118 0,753 91 0,955 87 0,985 83 1,015 - -1800 178 0,306 95 0,925 85 1 84 1,007 83 1,015 - -3600 175 0,328 90 0,963 85 1 86 0,993 85 1 - -7200 173 0,343 - - - - - - - - - -
14400 143 0,567 - - - - - - - - - -28800 116 0,769 - - - - - - - - - -
(1) H = dureza média (HV0,2kgf); (2) A = fração amolecida; XV = fração volumétrica recristalizada
Fig. 4.7 – Cinética do amolecimento ou da recristalização do aço IF Ti-Si laminado90% a frio.
1 10 1E2 1E3 1E4-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0Aço IF Ti-Si, 90% def.
600º C660º C680º C700º C750º C800º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
83
Tabela 4.8 – Planilha de cálculo da cinética de recristalização primária pelo modeloJMAK, do aço IF Ti-Si deformado 70% por laminação a frio.
Temperatura (ºC)
600 660 680 700 750 800ln t
⎥⎦
⎤⎢⎣
⎡⎟⎟⎠
⎞⎜⎜⎝
⎛− VX1
1lnln
0 - - - - -3,345 -1,099 - - - - - -1,609 - - - -4,000 -3,345 -2,708 - - -4,000 - -3,127 -3,3933,401 - - -6,406 - -2,658 -1,8264,094 -2,682 - -3,345 - -1,175 0,8385,193 - -2,010 -2,010 -1,598 0,769 1,1595,704 -2,096 -2,160 -0,940 -0,940 1,412 1,2736,397 -1,953 -1,250 -1,003 -0,099 1,412 1,3086,802 - -0,679 0,431 0,956 1,412 -7,090 -1,767 -0,679 -0,054 1,101 - -7,496 -1,657 -0,144 0,705 1,048 1,568 -8,189 -1,509 0,431 1,000 0,914 - -8,882 -1,509 - - - -9,575 -1,295 - - - - -
Fig. 4.8 – Gráficos JMAK da cinética de recristalização primária do aço IF Ti-Sideformado 70% por laminação a frio e recozido em banho de sal.
0 2 4 6 8 10 12-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(70% de redução)
600º C, n = 0,24660º C, n = 0,90680º C, n = 1,22700º C, n = 0,85750º C, n = 0,86800º C, n = 1,25
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)
84
Tabela 4.9 – Planilha de cálculo da cinética de recristalização primária pelo modeloJMAK, do aço IF Ti-Si deformado 80% por laminação a frio.
Temperatura (ºC)
600 660 680 700 750 800ln t
⎥⎦
⎤⎢⎣
⎡⎟⎟⎠
⎞⎜⎜⎝
⎛− VX1
1lnln
0 - - - - - -1,099 - - -3,393 -3,685 -2,979 -1,609 - -3,226 - - -3,165 -2,708 - -5,147 -4,094 -3,165 -3,165 -2,4503,401 - -2,863 -2,259 -2,682 -2,022 -1,0084,094 -1,953 -2,377 -2,259 -2,259 -0,101 1,4125,193 - -1,048 -0,882 -1,180 1,227 1,3085,704 -1,767 -1,152 -0,476 -0,551 1,568 1,4126,397 -1,557 -0,743 -0,261 0,533 - 1,5686,802 -1,419 -0,036 1,047 1,047 1,568 -7,090 -1,376 0,009 0,802 1,568 - -7,496 -1,376 0,615 1,412 1,412 - -8,189 -1,217 0,954 1,227 1,412 - -8,882 -1,109 - - - - -9,575 -0,766 - - - - -10,268 -0,146 - - - - -
Fig. 4.9 – Gráficos JMAK da cinética de recristalização primária do aço IF Ti-Sideformado 80% por laminação a frio e recozido em banho de sal.
0 2 4 6 8 10 12-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(80% de redução)
600º C, n = 0,26660º C, n = 0,81680º C, n = 0,83700º C, n = 0,88750º C, n = 1,02800º C, n = 1,02
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)
85
Tabela 4.10 – Planilha de cálculo da cinética de recristalização primária pelo modeloJMAK, do aço IF Ti-Si deformado 90% por laminação a frio.
Temperatura (ºC)
600 660 680 700 750 800ln t
⎥⎦
⎤⎢⎣
⎡⎟⎟⎠
⎞⎜⎜⎝
⎛− VX1
1lnln
0 - - -3,892 - - -1,099 - - - - -2,305 -1,609 - - -3,892 - -2,699 -4,3592,708 - - -4,359 -2,014 -1,588 -1,3443,401 - -5,250 -3,573 -3,133 -2,225 0,7834,094 -1,998 -3,133 -2,391 -2,391 0,753 1,4365,193 - -0,872 -0,741 -0,955 1,334 1,1905,704 -1,373 -0,872 -0,118 -0,348 1,334 1,3346,397 -1,335 -0,413 -0,037 0,880 1,255 -6,802 -1,195 0,402 1,190 - 1,436 -7,090 -1,130 0,336 1,133 1,436 - -7,496 -1,007 0,953 - - - -8,189 -0,921 1,190 - 1,588 - -8,882 -0,866 - - - - -9,575 -0,177 - - - - -10,268 0,381 - - - - -
Fig. 4.10 – Gráficos JMAK da cinética de recristalização primária do aço IF Ti-Sideformado 90% por laminação a frio e recozido em banho de sal.
0 2 4 6 8 10 12-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(90% de redução)
600º C, n = 0,34660º C, n = 1,26680º C, n = 0,86700º C, n = 0,91750º C, n = 0,82800º C, n = 1,30
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)
86
Tabela 4.11 – Valores do expoente de Avrami “n” e da constante “B” para cadaquantidade de deformação a frio e temperatura de recozimento.
Temperatura (ºC)Expoentede
Avrami 600 660 680 700 750 800
n70 0,24 0,90 1,22 0,85 0,86 1,25
B70 2,91x10-2 9,61x10-4 2,02x10-4 4,07x10-3 1,17x10-2 2,88x10-3
n80 0,26 0,81 0,83 0,88 1,02 1,02
B80 4,02x10-2 3,31x10-3 5,40x10-3 4,81x10-3 8,19x10-3 1,33x10-2
n90 0,34 1,26 0,86 0,91 0,82 1,30
B90 3,13x10-2 2,06x10-4 4,75x10-3 4,25x10-3 2,56x10-2 6,28x10-3
Os resultados apresentados nos gráficos das Figs. 4.5 a 4.7 mostram que para as
três deformações estudadas, a cinética de recristalização depende muito da temperatura
de recozimento, principalmente nos tratamentos realizados em temperaturas mais altas.
Observa-se que nestas condições a taxa de recristalização é alta e o processo começa e
termina em tempos muito curtos, pois os mecanismos difusionais são favorecidos e a
mobilidade dos contornos de alto ângulo cresce, elevando a cinética do processo. Se
tomarmos os valores da taxa de recristalização, vemos que esta é mais influenciada pela
temperatura do que pela quantidade de deformação, principalmente quando esta é da
ordem de 80% ou superior.
Em temperaturas de recozimento mais baixas, a deformação tem uma
importância mais significativa na taxa de recristalização ou na cinética do processo.
Observa-se que a 660º C e com 70% de deformação, a taxa de recristalização cresce de
aproximadamente 6x10-4 s-1 para algo em torno de 2x10-3 s-1 com 90% de deformação,
mostrando um crescimento da ordem de 3,5 vezes. Nas temperaturas mais altas, o
crescimento da taxa de recristalização com a deformação é menos expressivo
(Tab. 4.12).
Na temperatura de 600º C, o que se observa é um processo de recristalização
muito lento, que só inicia em tempos muito longos. As Figs 4.5 a 4.7 ilustram melhor o
que foi comentado. Para CPs deformados 70% a frio, após 4 h de recozimento, apenas
24% de amolecimento havia sido observado. Para deformações acumuladas maiores
87
ocorre uma modesta aceleração do processo, com a fração amolecida chegando a 37%
após 4 h com 80% de pré-deformação e 57% de amolecimento com 90% de deformação
a frio. Após 8 h de recozimento, as frações amolecidas atingiram 58% e 77%,
respectivamente. Nota-se uma semelhança do gráfico em questão com aquele da Fig.
2.29(1), onde a recristalização inicia em tempos muito longos após um período
prolongado de recuperação. As Figs 4.22 e 4.23 ilustram os aspectos microestruturais
observados nas amostras após 8 h de recozimento.
É sabido que na presença de solutos, a movimentação dos contornos de alto
ângulo vai depender de uma maior ativação térmica do que a necessária para arranjar a
subestrutura de defeitos nos contornos de baixo ângulo. Desta forma, em temperaturas
de recozimento muito baixas, os mecanismos de recuperação estão ocorrendo e
consumindo a energia armazenada na deformação, atrasando ou inibindo a
recristalização. Neste caso, o aumento da deformação, além de criar mais sítios de
nucleação de novos grãos na microestrutura, eleva a força motriz para o processo de
recristalização e fornece energia suficiente para que os contornos de alto ângulo se
libertem das forças aprisionadoras causadas pelos solutos, impurezas ou partículas
presentes, permitindo que a recristalização ocorra, mesmo que em tempos longos.
A comparação dos resultados obtidos com aqueles de trabalhos clássicos da
literatura, como o de Speich e Fisher (1966), em ferro contendo 3,5% de silício em
solução sólida, Fig. 2.28, onde se observa uma cinética de recristalização muito mais
rápida do que a que foi encontrada no aço IF Ti-Si objeto deste estudo, mostra que os
efeitos de outras variáveis influentes no fenômeno da recristalização podem contribuir
para um comportamento cinético diferente. É o caso do tamanho de grão inicial
(contornos de grão são sítios preferenciais para a nucleação da recristalização, e quanto
mais finos forem os grãos, maior será a aceleração do processo), do modo e quantidade
de deformação (que dita a uniformidade da distribuição da deformação, dos sítios de
nucleação e da energia armazenada), de outros solutos (que podem segregar junto aos
contornos de alto ângulo ou formar atmosferas que irão dificultar a movimentação dos
contornos e atrapalhar a recristalização), da presença de partículas (que, dependendo da
relação entre a fração volumétrica e o tamanho, podem ter um efeito de impedimento à
migração dos contornos) e da textura (que pode contribuir para uma nucleação
heterogênea de grãos recristalizados em sítios preferenciais e afetar o progresso da
recristalização).
88
Um outro ponto importante que merece comentários, quando da observação dos
valores de dureza obtidos para uma mesma temperatura de recozimento e deformações
diferentes é que maiores deformações resultaram em maiores durezas nos CPs após o
recozimento. Metais bastante deformados apresentam maior número de sítios
preferenciais de nucleação durante a recristalização, reduzindo o tamanho de grão e
tornando o material mais resistente (Lei de Hall-Petch).
As Figuras 4.8, 4.9 e 4.10 descrevem a cinética de recristalização através do
modelo proposto por JMAK. Pode-se observar, pelo comportamento das curvas e pelos
baixos valores de “n” obtidos, que muitas das premissas simplificadoras do modelo não
são atendidas, tais como a ocorrência de nucleação aleatória, manutenção das taxas de
nucleação e de crescimento constantes, e o crescimento isotrópico dos grãos
recristalizados, por exemplo. Estes resultados se aproximam daqueles de outros autores
citados na literatura consultada, em trabalhos com aços IF-Ti(5, 9, 11, 49). Os resultados
microestruturais obtidos nas amostras recozidas, que será mostrado mais adiante,
confirmam o comportamento não aleatório da nucleação da recristalização, bem como o
crescimento preferencial dos grãos nucleados em regiões de maior energia armazenada
e de maiores desorientações locais na microestrutura deformada.
A Tabela 4.11 mostra que os valores de expoente de Avrami obtidos para cada
condição experimentada são muito inferiores àqueles previstos pelo modelo teórico de
JMAK, mesmo considerando a hipótese da nucleação com saturação de sítios proposta
por DeHoff(1). Por outro lado, os dados obtidos mostram concordância com os valores
previstos na abordagem diferenciada da equação de JMAK considerando a
heterogeneidade da deformação local e da energia armazenada conforme recentemente
proposto por Luo H. e colaboradores(55). Os baixos valores de “n” encontrados podem
ter sido influenciados também pela presença de átomos em solução sólida
substitucional, entre eles o silício, que dificultando a difusão, tornam-se barreiras à
migração dos contornos. Os valores de “n” encontrados para a temperatura de 600º C
devem ser desprezados, uma vez que o amolecimento observado deve-se em grande
parte à recuperação da matriz deformada. Para os recozimentos realizados nesta
temperatura, verificou-se que o processo de recristalização apenas iniciou e não se
completou em nenhuma das condições testadas (Figs. 4.22 e 4.23).
89
4.3 Energia de ativação aparente para recristalização (Qap)
O valor da energia de ativação aparente para recristalização (Qap) foi calculado a
partir da Equação 4.2, através do ajuste linear dos pontos do gráfico de )ln(taxa xT
1.
O coeficiente angular da reta dá o valor deR
Qap−, e, portanto, da energia de ativação
aparente (Qap) em cada condição de deformação. A constante pré-exponencial “A”, é
determinada substituindo-se o respectivo valor de “Q ap”na Equação 4.1.
⎟⎟⎠
⎞⎜⎜⎝
⎛ −=
RT
QATaxa apexp. (4.1)
TR
QAtaxa ap 1
ln)ln( −= (4.2)
Os valores encontrados para “Q ap” e “A” em cada condição, são apresentados
nas Figs. 4.11 a 4.13, e resumidamente na Tabela 4.13.
Na Tabela 4.12, os valores dos tempos para 50 % de recristalização foram
extraídos respectivamente dos gráficos das Figuras 4.5 a 4.7.
A Fig. 4.14 mostra a representação gráfica de todos os pontos, que indicou um
valor médio da energia de ativação aparente para a recristalização do aço IF Ti-Si e da
constante pré-exponencial da equação 4.1. Estes resultados são também apresentados na
Tabela 4.13.
90
Tabela 4.12 – Taxas de amolecimento dos CPs deformados 70, 80 e 90 % e recozidosem diferentes temperaturas.
T (ºC) T (K) 1/T (K-1)Def.
(%)t0,5 (s) Taxa (
5,0
1
ts-1) ln (taxa) s-1
70 40 0,0250 -3,69
80 33 0,0303 -3,50800 1073 0,000932
90 19 0,0526 -2,94
70 88 0,0114 -4,48
80 55 0,0182 -4,01750 1023 0,000978
90 47 0,0213 -3,85
70 420 0,00238 -6,04
80 310 0,00323 -5,74700 973 0,001028
90 260 0,00385 -5,56
70 1650 0,00061 -7,40
80 660 0,00152 -6,49660 933 0,001072
90 470 0,00213 -6,15
Fig. 4.11 – Energia de ativação aparente de recristalização do aço IF Ti-Si com reduçãode 70%.
9,6x10-4
1,0x10-3
1,1x10-3
-7,5
-7,0
-6,5
-6,0
-5,5
-5,0
-4,5
-4,0
-3,5
-3,0
-2,5
Taxa = 2,31 x 109exp(-225/RT) s
-1
A ço IF Ti-S i, 70% redução
Qa p
=225 kJ.m ol-1
ln(1
/t0
,5)
(s-1
)
1 /T (K -1)
91
Fig. 4.12 - Energia de ativação aparente de recristalização do aço IF Ti-Si com reduçãode 80%.
Fig. 4.13 - Energia de ativação aparente de recristalização do aço IF Ti-Si com reduçãode 90%.
9,6x10-4
1,0x10-3
1,1x10-3
-7,5
-7,0
-6,5
-6,0
-5,5
-5,0
-4,5
-4,0
-3,5
-3,0
-2,5Aço IF T i-S i, 80% redução
Taxa = 5,62 x107exp(-190/RT) s
-1
Q ap=190 kJ.m ol-1
ln(1
/t0
,5)
(s-1
)
1 /T (K -1)
9,6x10-4 1,0x10-3 1,1x10-3
-7,5
-7,0
-6,5
-6,0
-5,5
-5,0
-4,5
-4,0
-3,5
-3,0
-2,5A ço IF Ti-S i, 90% redução
Taxa = 3,35 x 108exp(-201/RT) s
-1
Qap
= 201 kJ.m ol-1
ln(1
/t0
,5)
(s-1
)
1 /T (K-1
)
92
Fig. 4.14 – Energia de ativação aparente média para a recristalização do aço IF Ti-Si.
Tabela 4.13 – Valores de energia de ativação aparente para a recristalização do aço IFTi-Si.
Def. = 70 % Def. = 80 % Def. = 90 % Valor médio
Qap (kJ.mol-1) 225 190 201 205
Cte “A” 2,31 x 109 5,62 x 107 3,35 x 108 3,97 x 108
Os valores obtidos para cada deformação estudada diferiram consideravelmente,
variando de 225 kJ.mol-1 para 70% de deformação, até um mínimo de 190 kJ.mol-1 para
80% de deformação. Estes resultados também divergem de alguns valores encontrados
na literatura. Petitgand e colaboradores(49), por exemplo, obtiveram valor de energia de
ativação aparente de 301 kJ.mol-1 em um aço IF estabilizado com titânio e contendo
0,082% em peso de silício.
9,6x10-4
1,0x10-3
1,1x10-3
-8
-7
-6
-5
-4
-3Aço IF Ti-Si
Taxa = 3,97 x108exp(-205/RT)
Qap
= 205 kJ.m ol-1
ln(1
/t0
,5)
(s-1
)
1 /T (K -1)
93
As diferenças encontradas entre as três condições estudadas e entre estas e os
valores reportados na literatura podem estar relacionadas a diversos fatores como: o
tamanho de grão inicial, a composição química do material, as taxas de deformação
empregadas, as imprecisões na determinação da taxa de recristalização, a variação local
da dureza em função da forte heterogeneidade microestrutural observada nas amostras
recozidas, entre outros.
Os valores relatados neste trabalho carecem de uma análise mais aprofundada.
Considerando o valor médio da energia de ativação aparente como representativo do
material estudado, então podemos concluir que este é próximo da energia de ativação da
autodifusão do α-Fe, que é da ordem de 239 kJ.mol-1 (56).
4.4 Evolução microestrutural
4.4.1 Microestrutura da matéria-prima original (esboço)
As Figuras 4.15.a a 4.15.d mostram o aspecto microestrutural do material antes
da laminação a frio. Observa-se que a microestrutura é muito heterogênea com muitos
grãos ferríticos grosseiros e crescidos, com diâmetros de até 150 μm.
Não foram observadas diferenças microestruturais significativas entre regiões
próximas às superfícies e o meio da espessura da amostra. O aspecto heterogêneo foi
encontrado ao longo de toda a seção analisada.
94
(a) (b)
(c) (d)
Fig. 4.15 – Aspecto microestrutural da matéria-prima empregada no estudo, na condiçãoimediatamente antes do processo de laminação a frio. (a) e (b) regiões próximas àsuperfície (c) e (d) regiões próximas ao meio da espessura do esboço.
A análise microestrutural do material de partida utilizado no presente estudo, na
condição de esboço de laminação a quente, mostra que ela é constituída de uma mistura
heterogênea de grãos ferríticos grosseiros e outros mais finos, característicos da etapa
do processo em que o material foi amostrado. A origem dos grãos grosseiros tem
relação com a história de deformação do aço desde a saída do forno até a seção de
desbaste e as temperaturas envolvidas nesta etapa do processo. Como a temperatura de
laminação é muito alta, compreendida no intervalo entre 1230º C e 1050º C, o aço, então
na fase austenítica, recebe uma deformação acumulada da ordem de 87% em 8 a 10
95
passes consecutivos, todos com baixas taxas de deformação, favorecendo a formação de
uma microestrutura austenítica grosseira e heterogênea no final do desbaste. O
resfriamento lento, ao ar, que se verificou após amostragem, concorreu para a formação
de grãos ferríticos grosseiros na transformação de fase γ�α do aço. Esta microestrutura
heterogênea e de grãos grosseiros pode influenciar a resposta do material após
laminação a frio e recozimento subseqüentes, principalmente para baixas deformações.
As texturas de deformação e de recristalização também são muito influenciadas pela
microestrutura da amostra na condição anterior à laminação.
4.4.2 Microestruturas das amostras recozidas
As Figs 4.16 a 4.21 mostram, resumidamente, a evolução microestrutural
observada nas amostras durante o recozimento em duas temperaturas de recozimento,
660º C e 750º C. Nas fotomicrografias apresentadas são evidenciadas as
heterogeneidades microestruturais do estado deformado, tais como as bandas de
deformação em muitos grãos, a nucleação preferencial de grãos ferríticos em sítios de
maior energia armazenada e de maior concentração de defeitos, a dificuldade de
recristalização de alguns grãos e o aspecto heterogêneo da microestrutura recristalizada.
Para ilustrar o comportamento da recristalização em temperaturas de
recozimento mais baixas, são apresentadas algumas micrografias de amostras tratadas a
600º C durante 8 h.
Em todos os exemplos mostrados são apresentadas duas micrografias com a
mesma ampliação de regiões distintas de cada amostra recozida.
96
Fig. 4.16 (a) Condição: 70% def. / T = 660ºC / t = 180s. Grãos ferríticos deformados, com e sem
bandas de deformação.
Fig. 4.16 (b) Condição: 70% def. / T = 660ºC / t = 300s. Em maiores ampliações é possível
observar o início da recristalização em grãos contendo heterogeneidades de deformação.
Fig. 4.16 (c) Condição: 70% def. / T = 660ºC / t = 900s. Recristalização preferencial em grãos
grosseiros, nas bandas de deformação. Grãos mais “lisos”não mostram núcleos.
97
Fig. 4.16 (d) Condição: 70% def. / T = 660ºC / t = 1200s. Recristalização preferencial e
heterogênea nas bandas. Aspecto semelhante ao observado na condição anterior.
Fig. 4.16 (e) Condição: 70% def. / T = 660ºC / t = 1800s. Os grãos recristalizados crescem até se
tocarem mutuamente. Muitos grãos com aspecto “liso”ainda não sofreram recristalização.
Fig. 4.16 (f) Condição: 70% def. / T = 660ºC / t = 3600s. Microestrutura ainda parcialmente
recristalizada, apresentando forte heterogeneidade microestrutural.
Fig. 4.16 (a) a (f) – Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas70% e recozidas em diferentes tempos a 660º C. Ampliação: 200 x.
98
Fig. 4.17 (a) Condição: 80% def. / T = 660ºC / t = 60s. Grãos ferríticos deformados, com bandas
de deformação e de transição visíveis, típicos do estado deformado heterogêneo.
Fig. 4.17 (b) Condição: 80% def. /T = 660ºC / t = 180s. Em maiores aumentos já se observa
nucleação preferencial da recristalização em alguns grãos grosseiros contendo bandas.
Fig. 4.17 (c) Condição: 80% def. / T = 660ºC / t = 600s. A nucleação preferencial da
recristalização continua em mais grãos contendo bandas de transição.
99
Fig. 4.17 (d) Condição: 80% def. / T = 660ºC / t = 900s. Alguns grãos nucleados nas regiões de
mais alta energia armazenada crescem mais rapidamente que outros, imprimindo um aspecto
heterogêneo à microestrutura.
Fig. 4.17 (e) Condição: 80% def. / T = 660ºC / t = 1800s. Enquanto grãos com mais alta energia
armazenada nucleiam e recristalizam totalmente, outros grãos não apresentam núcleos.
Fig. 4.17 (f) Condição: 80% def. / T = 660ºC / t = 3600s. A microestrutura não está totalmente
recristalizada nesta condição. É possível encontrar grãos deformados ainda não consumidos.
Fig. 4.17 (a) a (f) – Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas80% e recozidas em diferentes tempos a 660º C. Ampliação: 200 x.
100
Fig. 4.18 (a) Condição: 90% def. / T = 660ºC / t = 180s. A forte deformação dos grãos ferríticos
dificulta a observação do início da nucleação, que já é percebida com maior aumento.
Fig. 4.18 (b) Condição: 90% def. / T = 660ºC / t = 300s. Com a ampliação de 200x já é possível
observar o aparecimento dos grãos recristalizados em regiões de intenso deslizamento.
Fig. 4.18 (c) Condição: 90% def. / T = 660ºC / t = 600s. Os grãos recristalizados são bem
menores que para deformações mais baixas. O aspecto heterogêneo é semelhante.
101
Fig. 4.18 (d) Condição: 90% def. / T = 660ºC / t = 900s. Grãos deformados que nucleiam mais
fortemente, parecem gerar colônias de grãos recristalizados mais finos.
Fig. 4.18 (e) Condição: 90% def. / T = 660ºC / t = 1800s. A microestrutura recristalizada torna-se
bastante heterogênea com o progresso da recristalização.
Fig. 4.18 (f) Condição: 90% def. / T = 660ºC / t = 3600s. É possível observar na microestrutura,
colônias de grãos recristalizados muito finos e outras com grãos mais grosseiros.
Fig. 4.18 (a) a (f) – Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas90% e recozidas em diferentes tempos a 660º C. Ampliação: 200 x.
102
Fig. 4.19 (a) Condição: 70% def. / T = 750º C / t = 30s. Observa-se grãos com heterogeneidades
microestruturais do estado deformado, como bandas de deformação e transição. Outros grãos
vizinhos não mostram bandas visíveis.
Fig. 4.19 (b) Condição: 70% def. / T = 750ºC / t = 60s. A nucleação da recristalização inicia-se
bem mais cedo em temperaturas mais elevadas, nos sítios preferenciais.
Fig. 4.19 (c) Condição: 70% def. / T = 750ºC / t = 180s. Com o progresso da recristalização, a
microestrutura vai se tornando fortemente heterogênea.
103
Fig. 4.19 (d) Condição: 70% def. / T = 750ºC / t = 300s. Nesta condição, a microestrutura
recristalizada é composta de colônias de grãos mais refinados e outras de grãos mais grosseiros.
Fig. 4.19 (e) Condição: 70% def. / T = 750ºC / t = 900s. Idem à condição anterior. Este aspecto é
tão mais significativo quanto menor for a deformação prévia imposta ao material. Com tempos de
recozimento mais longos, a microestrutura tende para uma distribuição de tamanho de grão mais
homogênea.
Fig. 4.19 (a) a (e) – Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas70% e recozidas em diferentes tempos a 750º C. Ampliação: 200 x.
104
Fig. 4.20 (a) Condição: 80% def. / T = 750ºC / t = 30s. Nesta condição já se observa o início da
nucleação em alguns sítios preferenciais, ao microscópio ótico em maiores aumentos.
Fig. 4.20 (b) Condição: 80% def. / T = 750ºC / t = 60s. A nucleação preferencial de novos grãos
em regiões com bandas de deformação e de transição prévias é evidente.
Fig. 4.20 (c) Condição: 80% def. / T = 750ºC / t = 180s. Microestrutura parcialmente
recristalizada, exibindo alguns grãos deformados que têm dificuldade em recristalizar.
105
Fig. 4.20 (d) Condição: 80% def. / T = 750ºC / t = 300s. Microestrutura recristalizada, exibindo
aspecto heterogêneo ao longo de toda a seção analisada.
Fig. 4.20 (e) Condição: 80% def. / T = 750ºC / t = 900s. Idem à condição anterior, com muitas
regiões exibindo uma mistura de grãos muito finos e outros bem grosseiros. Esta heterogeneidade
tende a reduzir com tempos de recozimento mais longos.
Fig. 4.20 (a) a (e) – Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas80% e recozidas em diferentes tempos a 750º C. Ampliação: 200 x.
106
Fig. 4.21 (a) Condição: 90% def. / T = 750ºC / t = 30s. As bandas de deformação ficam menos
visíveis em baixos aumentos. A nucleação da recristalização já é observada, ao microscópio ótico,
em maiores ampliações.
Fig. 4.21 (b) Condição: 90% def. / T = 750ºC / t = 60s. Com mais energia acumulada no processo
de deformação, a cinética da recristalização é acelerada.
Fig. 4.21 (c) Condição: 90% def. / T = 750ºC / t = 180s. A recristalização já é total ao
microscópio ótico nesta condição. A microestrutura recristalizada é heterogênea.
107
Fig. 4.21 (d) Condição: 90% def. / T = 750ºC / t = 300s. Idem à condição anterior. Colônias de
grãos finos se misturam a colônias de grãos mais grosseiros.
Fig. 4.21 (e) Condição: 90% def. / T = 750ºC / t = 900s. A microestrutura ainda é heterogênea,
porém mais refinada do que aquelas obtidas nas amostras menos deformadas.
Fig. 4.21 (a) a (e) – Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas90% e recozidas em diferentes tempos a 750º C. Ampliação: 200 x.
Nas temperaturas de recozimento intermediárias, observaram-se
comportamentos microestruturais similares àqueles mostrados acima. As diferenças
verificadas parecem estar relacionadas principalmente com a cinética do processo de
recristalização, conforme já era esperado, pois quanto maior é a temperatura, mais cedo
o processo se inicia e mais rápido ele se completa. Em temperaturas baixas de
recozimento, o que se observa é que são necessários tempos muito longos de tratamento
para que o material se recristalize, como pode ser observado nas fotomicrografias das
Figuras 4.22 e 4.23.
108
(a) Condição: 80% def. / T = 600ºC / t = 28800s. Nucleação em sítios preferenciais com maior
energia armazenada na deformação. O processo de recristalização é muito lento e a microestrutura
resultante é fortemente heterogênea.
(b) Condição: 80% def. / T = 600ºC / t = 28800s. Detalhes com maior aumento do processo de
recristalização ocorrendo nas bandas de deformação.
Fig. 4.22 – Aspectos microestruturais observados na amostra deformada 80% e recozidaa 600º C por 8 horas. Ampliações: (a) 200x; (b) 500x.
109
(a) Condição: 90% def. / T = 600ºC / t = 28800s. Progresso lento da recristalização mesmo com
grandes pré-deformações. Muitos grãos deformados não se recristalizam facilmente. A
heterogeneidade microestrutural observada é muito forte.
(b) Condição: 90% def. / T = 600ºC / t = 28800s. Detalhes com maior aumento do aspecto
heterogêneo da microestrutura recristalizada. Observa-se a recristalização preferencial em alguns
grãos deformados. Em grãos alongados com aspecto “liso”, nenhuma nucleação acontece mesmo
após longos tempos de recozimento.
Fig. 4.23 – Aspectos microestruturais observados na amostra deformada 90% e recozidaa 600º C por 8 horas. Ampliações: (a) 200x; (b) 500x.
A forte heterogeneidade observada na microestrutura totalmente ou parcialmente
recristalizada não permitiu uma medição precisa da fração recristalizada via
microscopia ótica. Uma analogia, entretanto, pôde ser feita a partir dos resultados de
amolecimento, uma vez que se observa uma forte correlação entre a resposta
microestrutural encontrada e o amolecimento real do material para cada condição. Em
artigo publicado recentemente(49), alguns autores mostraram uma interrelação entre estas
duas características, em trabalho com aços IF.
110
A microestrutura do estado encruado revelou uma forte heterogeneidade, com
formação de muitas bandas de deformação e de transição, típicas de materiais com grãos
grosseiros(2). A heterogeneidade se dá tanto de maneira intragranular como
intergranular.
A seqüência microestrutural mostrada na Fig. 4.16 mostra o progresso da
recristalização para o aço IF Ti-Si laminado 70% a frio e recozido na temperatura de
660º C. Pode-se observar que para um tempo de recozimento inferior a 180 s, não se
percebe a presença de novos grãos recristalizados. Neste período, as mudanças
microestruturais estão relacionadas provavelmente com a recuperação do material tais
como rearranjos na subestrutura de defeitos, aniquilação de discordâncias livres,
movimentação de contornos de baixo ângulo, formação e coalescimento de subgrãos(1).
A partir de um tempo de recozimento superior a 180 s, já é possível se observar
a formação de pequenos grãos recristalizados, que se concentram em alguns grãos
deformados subdivididos por bandas de deformação. Observa-se que a nucleação dos
novos grãos não é aleatória, mas ocorre preferencialmente nestas regiões de maior
desorientação e maior energia acumulada(5,8).
Com o aumento do tempo de recozimento observa-se que o processo de
recristalização prossegue com a migração dos contornos dos novos grãos que nuclearam
primeiro, conferindo um aspecto fortemente heterogêneo à microestrutura.
Para temperaturas de recozimento mais elevadas, verifica-se que a
recristalização, uma vez iniciada, avança rapidamente, e a cinética da reação de
transformação é tão mais rápida quanto maior é a temperatura.
Os resultados mostraram que o processo de renovação microestrutural começa
de forma lenta, cresce rapidamente, e volta a ficar lento no fim do processo. Alguns
autores comentam sobre este comportamento em aços IF(11). Observa-se que alguns
grãos têm grande dificuldade de recristalizar, permanecendo com aspecto de deformado
até quase o fim do recozimento (vide Figs. 4.16(e), (f); 4.17(e), (f); 4.18(d), (e); 4.19(c);
4.20(c); 4.21(b)). Estes grãos, em geral, têm o aspecto liso e bastante alongado na
direção de laminação. Não há sinais da presença de bandas de deformação nestes grãos
(orientações mais estáveis). Enquanto muitos grãos deformados ao seu redor
recristalizam completamente, muita das vezes, nestes grãos alongados, não se observa a
presença de qualquer nucleação aparente. A literatura reporta que estes grãos recuperam
extensivamente, e por isso, têm grande dificuldade de recristalizar. Geralmente são
111
consumidos por outros grãos recristalizados no fim do processo(5, 41). O comportamento
observado tem forte relação com a textura desenvolvida na deformação e a
desorientação através dos seus contornos(5).
A seqüência da Fig. 4.17, que mostra a evolução microestrutural observada nos
CPs deformados 80% a frio e recozidos na temperatura de 660º C, assemelha-se ao da
Fig. 4.16. Neste caso, o maior encruamento inicial dos grãos ferríticos prévios favoreceu
o crescimento do número de sítios de nucleação. Os grãos recristalizados finais tendem
a ser menores do que os da condição anterior. Também neste caso, a recristalização não
se completa antes de 1 h de recozimento, pois ainda é possível identificar grãos
recuperados presentes na microestrutura.
Para uma deformação de 90% e recozimento a 660º C (seqüência da Fig. 4.18), a
nucleação dos novos grãos ocorre mais cedo, em sítios preferenciais como bandas de
transição (como nos casos anteriores). Certos grãos crescem rapidamente sobre a matriz
e consomem totalmente a microestrutura recuperada. Embora a cinética de
recristalização tenha sido mais rápida, a evolução microestrutural, neste caso, é
semelhante àquela observada nas amostras menos deformadas. Grãos deformados com
aspecto grosseiro e contendo heterogeneidades de deformação, nucleiam primeiro, os
núcleos crescem e consomem os outros grãos deformados. O mecanismo observado é
semelhante ao descrito por Réglé e colaboradores em aços baixo-carbono e IF(5).
Para temperaturas de recozimento mais elevadas, como 750º C por exemplo, os
resultados microestruturais encontrados corroboram os perfis de amolecimento obtidos
para todas as condições testadas. Os comportamentos observados (Figs. 4.19 a 4.21)
seguem os mesmos caminhos descritos anteriormente. As diferenças encontradas estão
relacionadas com os tempos para a recristalização completa do material, que neste caso,
são muito mais curtos.
As Figs. 4.22 e 4.23 ilustram com maior clareza o caráter extremamente
heterogêneo do processo de recristalização, onde é possível evidenciar o afastamento do
resultado real das premissas simplificadoras do modelo cinético de JMAK. Foi possível
observar em todas as condições investigadas, por exemplo, que a nucleação não é
aleatória mas preferencial em sítios de elevada energia armazenada e grandes
desorientações locais, também influenciada pela textura de deformação do material. As
Figs. 4.24 a 4.27, obtidas em microscópio eletrônico de varredura, complementam a
112
análise. Nota-se que alguns grãos deformados recristalizam completamente antes que
outros grãos vizinhos iniciem o processo de recristalização.
Fig. 4.24 – Imagem de elétrons retroespalhados da amostra deformada 80 % e recozidaa 600º C por 8 h.
Fig. 4.25 – Imagem de elétrons retroespalhados, com maior ampliação, da amostradeformada 80 % e recozida a 600º C por 8 h.
113
Fig. 4.26 – Imagem de elétrons retroespalhados da amostra deformada 90 % e recozidaa 600º C por 8 h.
Fig. 4.27 – Imagem de elétrons retroespalhados, com maior ampliação, da amostradeformada 90 % e recozida a 600º C por 8 h.
Em temperaturas de recozimento mais baixas é nítida a forte influência da
deformação na cinética do processo de recristalização.
114
4.4.3 Tamanho de grão final das amostras recristalizadas
A Tabela 4.14 apresenta o tamanho de grão ferrítico médio final das amostras
recristalizadas após recozimento em caixa em diferentes temperaturas, para cada
condição de deformação prévia. As amostras tratadas a 600 e 660º C não foram
avaliadas por apresentarem recristalização apenas parcial até o maior tempo de
recozimento praticado.
Tabela 4.14 – Tamanho de grão ferrítico médio (em μm) das amostras recristalizadas.
Temperatura de recozimento (ºC)Deformação
(%) 680 700 750 800
70 18 18 20 25
80 14 14 14 16
90 12 12 13 14
Os resultados obtidos mostram que o aumento da deformação plástica a frio
promoveu refino de grão após recristalização primária. Isto se deve ao aumento do
número de sítios de nucleação introduzidos pela deformação e ao aumento da energia
armazenada, que fazem crescer a taxa de nucleação de novos grãos e,
conseqüentemente, geram grãos mais finos no final do processo de recristalização. Os
valores de dureza observados nas amostras recozidas e totalmente recristalizadas de
cada condição de deformação concordam com os resultados microestruturais obtidos.
Os valores de tamanho de grão ferrítico médio variaram pouco com o aumento
da temperatura para uma mesma quantidade de deformação, mostrando que o tamanho
de grão final recristalizado independe da temperatura de recozimento. A 800º C se
observa um ligeiro aumento do tamanho médio do grão recristalizado, principalmente
nas amostras menos deformadas, que, em grande parte, se deve a uma diminuição da
heterogeneidade microestrutural.
4.5 Textura de deformação das amostras laminadas
As Figs. 4.28 a 4.30 apresentam os resultados de análise de textura das amostras
do aço IF Ti-Si nas condições deformadas a frio com 70, 80 e 90 % de redução,
respectivamente. Os mapas de orientações padrão conforme a notação de Bunge para ϕ2
constante, nas seções de ϕ2 = 0º eϕ2 = 45º , são mostrados no Apêndice, item 7.4.
115
Fig. 4.28 – (a) FDOC do aço IF Ti-Si com 70% de redução, na seção de ϕ2 = 0º ;(b) idem (a) para ϕ2 = 45º ; (c) escala de intensidades de orientação em relação a umatextura aleatória.
(a)
(b)
(c)
116
Fig. 4.29 – (a) FDOC do aço IF Ti-Si com 80% de redução, na seção de ϕ2 = 0º ;(b) idem (a) para ϕ2 = 45º ; (c) escala de intensidades de orientação em relação a umatextura aleatória.
(a)
(b)
(c)
117
Fig. 4.30 – (a) FDOC do aço IF Ti-Si com 90% de redução, na seção de ϕ2 = 0º ;(b) idem (a) para ϕ2 = 45º ; (c) escala de intensidades de orientação em relação a umatextura aleatória.
(a)
(b)
(c)
118
A FDOC do aço IF Ti-Si laminado a frio com 70% de redução de espessura (Fig.
4.28), na seção de ϕ2 = 45º , mostra a formação de uma fraca textura de fibra DN ou γ,
do tipo {111}<uvw> e maior presença de grãos com orientação do tipo fibra DL ou α,
pertencentes à família {hkl}<110>, onde se destacam as componentes do tipo “cubo
girado” de orientação {001}<110>. A literatura comenta (25) que este tipo de textura é
típica dos aços ultra-baixo-carbono estabilizados com titânio, cuja microestrutura
ferrítica inicial advém de uma austenita recristalizada (com componentes de textura
mais fortes do tipo cubo) e grãos grosseiros. Este comportamento explica a maior
heterogeneidade microestrutural observada nesta condição de deformação bem como
uma maior dificuldade de recristalização.
À medida que a deformação prossegue há uma intensificação da componente
fibra-γ em detrimento da componente tipo “cubo girado” (Figs. 4.29 e 4.30). A
orientação {001}<110> perde intensidade quando a deformação cresce até 90%. Nesta
condição, a orientação com maior intensidade na fibra-γ é próxima de ( 232_
)< 011__
>.
Apesar da intensificação da fibra DN, a componente “cubo girado” ainda permanece
após elevadas reduções.
É observado em todas as amostras deformadas o aparecimento de orientações do
tipo “Goss” ( 101_
)[001], em ϕ1 = 90º , φ = 90º e ϕ2 = 45º , provavelmente devido à
estrutura de grãos muito grosseiros do material de partida e efeitos da composição
química. Em geral, o tamanho de grão do material laminado a quente tem uma
influência muito expressiva na textura após laminação a frio(25). Existe também a
possibilidade da influência de algum “artefato” de preparação das amostras neste tipo de
ocorrência.
119
5 Conclusões
� O material de partida utilizado nesta investigação possuía tamanho de grão da ordem
de 150 μm. O teor inicial de silício neste aço foi da ordem de 0,09 %-peso, cerca de
três vezes superior ao encontrado em aços IF estabilizados ao titânio comerciais. De
um modo geral, o estado deformado apresentou-se bastante heterogêneo, ditando o
comportamento posterior frente à recristalização.
� A quantidade de deformação a frio aplicada no material influenciou nos tempos de
incubação e no tempo total de recristalização. Estes foram maiores para as amostras
menos deformadas.
� Nas temperaturas de recozimento inferiores a 700º C ocorreu um progressivo atraso
da recristalização, provavelmente devido à ocorrência simultânea da recuperação.
Este efeito é tão mais significativo quanto mais baixa é a temperatura de
recozimento. A 600º C, por exemplo, a recristalização só iniciou em tempos muito
longos.
� Os baixos valores de n obtidos (n ≤ 1) indicaram que as cinéticas de recristalização
observadas não atendem às premissas simplificadoras do modelo JMAK. Eles
podem ter sido influenciados também pela presença de elementos em solução sólida
substitucional, pela distribuição pouco aleatória dos sítios de nucleação, pela
ocorrência da recuperação simultânea durante os recozimentos realizados e por
flutuações estatísticas. Estes resultados estão de acordo com a literatura no que
tange ao comportamento de metais com alta EDE frente à recristalização.
� A nucleação da recristalização ocorreu preferencialmente em grãos deformados
contendo heterogeneidades microestruturais, como bandas de deformação e de
transição, independentemente da quantidade de deformação a frio aplicada. Este
comportamento ocasionou uma forte heterogeneidade na microestrutura durante a
recristalização.
120
� O aumento da quantidade de redução a frio conduziu para o refinamento da
microestrutura ferrítica e uma maior dureza do material após recristalização,
variando de cerca de 25 μm para a amostra menos deformada até 12 μm para a
amostra mais deformada.
� O aumento da temperatura de recozimento não influenciou significativamente no
tamanho médio do grão após a recristalização.
� A textura de deformação, que tem grande influência na evolução da microestrutura
durante a recristalização, mostrou que é formada por duas fibras principais. A
chamada fibra-α, cujas componentes são do tipo {hkl}<110> e com maior
intensidade da componente tipo “cubo girado” ({001}<110>) e a fibra- γ, de
componente {111}<uvw> que vai intensificando à medida que a deformação cresce
para valores mais elevados ( ≥ 80% ).
� As diferenças encontradas nos valores calculados de energia de ativação aparente
(190-225 kJ.mol-1) podem estar relacionadas com o maior grau de heterogeneidade
microestrutural, com a recuperação, com a composição química e com as
deformações empregadas, além das flutuações estatísticas inerentes a este tipo de
medida (fração volumétrica recristalizada). O valor médio de energia de ativação
aparente para recristalização é da ordem da energia de ativação da autodifusão do
ferro (239 kJ.mol-1).
121
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128
7 Apêndice
Neste capítulo são apresentados os valores de microdureza encontrados nas
amostras encruadas e nas amostras recozidas nos diferentes tempos de tratamento, as
frações amolecidas para cada condição estudada e a cinética de recristalização pelo
modelo JMAK para cada par redução-temperatura de recozimento, que podem ser úteis
como fonte de consulta para outros trabalhos.
São também apresentados os ábacos de Bunge com ϕ2 constante, nas seções que
mostram as orientações mais importantes do sistema cúbico, para orientação na
interpretação das FDOCs.
129
7.1 Perfil de microdureza das amostras após tratamentos térmicos com
diferentes tempos
Tabela 7.1.1 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 70% / TRECOZ = 600°C
Tempo (s)
0 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600 7200 14400
0,5 211,2 - - - 189,4 - 183,5 185,2 - 196,4 185,6 180,3 179,9 174,50,5 219 - - - 192,4 - 187,7 175,2 - 192 187,2 180,3 181,5 174,80,5 212,7 - - - 217,4 - 186,8 182,7 - 185,2 185,2 182,7 187,2 153,20,5 210,7 - - - 202,9 - 183,1 183,5 - 192 192 186 177,1 1700,5 213,2 - - - 212,7 - 176,8 185,2 - 172,6 191,5 175,2 181,9 153,21,5 202,9 - - - 196,4 - 192 183,5 - 172,6 172,6 188,5 181,1 157,31,5 214,3 - - - 200,5 - 196,4 198,7 - 177,1 176,8 184,3 178,7 162,61,5 203,4 - - - 179,9 - 197,8 190,7 - 177,1 173,3 184,7 173 158,31,5 210,7 - - - 193,7 - 190,2 201,9 - 179,5 170,4 186,8 185,6 160,91,5 212,2 - - - 191,5 - 191,1 204,8 - 177,5 171,8 188,1 185,2 168,23 190,2 - - - 192,4 - 187,2 190,7 - 165,7 163,3 177,5 175,2 1513 185,6 - - - 192,4 - 202,9 181,1 - 176 162,3 170 169,6 153,23 196,4 - - - 182,3 - 186,4 170,7 - 168,9 165,7 163,3 171,8 168,23 180,3 - - - 187,7 - 187,7 178,3 - 173,3 168,9 166,1 178,7 163,63 198,7 - - - 179,9 - 184,7 166,8 - 173,3 173 166,4 177,1 171,8
4,5 190,2 - - - 196,4 - 201 191,1 - 174,1 173,3 168,9 170 166,84,5 195,9 - - - 185,6 - 175,2 170,4 - 188,1 172,6 167,5 176,8 172,64,5 186,8 - - - 189,8 - 175,2 181,9 - 188,5 179,1 174,5 179,5 158,34,5 195,1 - - - 186,8 - 172,2 178,7 - 168,2 181,9 167,5 171,5 159,94,5 212,2 - - - 188,5 - 183,9 181,9 - 183,9 176,4 164 167,8 177,56 199,1 - - - 189,4 - 182,7 177,5 - 185,6 169,3 162,3 171,5 180,76 205,8 - - - 186,4 - 189,4 180,7 - 179,5 168,9 173 168,9 173,76 197,3 - - - 192 - 180,3 174,5 - 170 171,8 167,1 168,2 172,26 189,4 - - - 179,5 - 186,4 174,5 - 173,3 170,4 170,7 171,8 168,26 192,8 - - - 191,1 - 179,1 187,7 - 186 176,4 168,6 174,5 174,5
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Pro
fund
idad
eab
aixo
dasu
perf
ície
(mm
)
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DESVIO 10 - - - 10 - 8 9 - 8 9 8 5 11
Fig. 7.1.1 – Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 600º C.
1 10 1E2 1E3 1E460
80
100
120
140
160
180
200
220
240Aço IF Ti-Si, 70% def.
600º C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
130
Tabela 7.1.2 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 70% / TRECOZ = 660°C
Tempo (s)
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Pro
fund
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eab
aixo
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Fig. 7.1.2 – Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 660º C.
1 10 1E2 1E360
80
100
120
140
160
180
200
220
240Aço IF Ti-Si, 70% def.
660°c
Mic
rod
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2kg
f)
Tempo (s)
131
Tabela 7.1.3 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 70% / TRECOZ = 680°C
Tempo (s)
0 1 3 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600
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Pro
fund
idad
eab
aixo
dasu
perf
ície
(mm
)
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DUR.MÉDIA(HV0,2kgf)
199 204 207 206 197 199 195 184 160 162 104 125 94 86
DESVIO 10 10 11 13 9 8 10 16 12 11 17 20 8 4
Fig. 7.1.3 – Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 680º C.
1 10 1E2 1E360
80
100
120
140
160
180
200
220
240Aço IF Ti-Si, 70% def.
680°C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
132
Tabela 7.1.4 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 70% / TRECOZ = 700°C
Tempo (s)
0 1 3 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600
0,5 211,2 183,9 223,3 198,2 216,3 212,7 179,5 162,6 155,7 140,6 93,1 94,7 91,1 85,10,5 219 186,4 213,7 197,8 229,4 191,5 189,4 159,9 152,2 159,3 88,7 88,3 88,5 90,10,5 212,7 204,3 217,9 217,9 227,2 211,7 227,2 153,2 147,4 152,5 95,5 93,8 91,5 90,90,5 210,7 211,2 226,6 216,3 206,3 199,6 204,8 144,8 152,5 163,6 90,2 91,5 90,2 93,40,5 213,2 198,2 223,3 199,1 215,3 197,8 203,8 172,2 152,2 150,7 91,6 91,8 94,3 91,61,5 202,9 186,4 205,8 184,7 201,5 190,2 199,1 152,2 151,6 145,4 80 81,1 86 87,51,5 214,3 180,7 204,8 198,7 195,1 191,5 202,9 160,6 150,1 165 84,3 86,9 86 89,51,5 203,4 201 199,1 201,9 202,9 180,3 196,4 148,6 145,1 159,3 82,1 85,4 87,7 85,51,5 210,7 191,5 209,2 193,3 203,8 189,8 202,4 168,6 145,4 132,2 88,4 82,4 93,1 90,11,5 212,2 197,8 195,5 190,2 196,4 183,5 183,1 156 145,7 135,3 83,1 84,2 84,3 89,23 190,2 206,7 202,4 173 207,2 182,7 196,9 159,9 144,8 116,1 88 78,5 81,5 87,93 185,6 210,7 212,2 181,9 195,1 198,2 182,3 160,9 152,9 134,8 82,4 79,8 83,8 84,83 196,4 181,9 211,2 178,3 195,9 192 203,4 153,8 148 101,4 83,4 81,6 81,7 89,23 180,3 183,5 202,9 187,2 200,5 197,8 201 159,6 148,9 103,7 86,5 80,3 80,6 88,33 198,7 187,2 203,8 197,3 202,4 177,1 183,1 167,8 147,1 114,3 81,5 76,7 83,8 87,1
4,5 190,2 193,3 200,5 167,1 199,1 209,2 206,7 167,5 158,9 123,2 82,4 80,6 79,5 864,5 195,9 209,2 204,3 186,4 189,8 192 211,2 172,2 143,9 123,5 84,1 81,7 81,6 85,54,5 186,8 212,7 203,4 189,8 194,2 208,7 194,2 172,6 160,6 121,7 85,4 82,9 77,2 88,34,5 195,1 221,7 212,2 188,1 193,3 206,7 194,6 187,2 154,4 102,5 82,6 83,7 84,2 89,54,5 212,2 195,9 222,7 177,5 204,8 192 204,3 183,9 150,7 96,4 80,2 85,1 82,7 85,96 199,1 187,7 188,5 213,2 195,5 212,2 206,3 183,1 163 97,1 86,1 76,5 81,8 89,16 205,8 206,3 200,1 212,7 184,3 219,5 214,8 183,1 149,8 96,3 86,8 75,7 91,6 87,66 197,3 201,5 193,7 198,2 196,4 211,2 219 182,7 156,6 124,8 84,3 80 84,8 89,56 189,4 192,8 195,9 191,1 196,4 216,9 213,7 192,8 160,9 114,9 86,7 80,2 82,4 91,46 192,8 195,5 200,1 194,6 189,8 192,4 210,2 181,5 173,7 118,6 90,1 78,6 80,6 88,5
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Pro
fund
idad
eab
aixo
dasu
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ície
(mm
)
8,5 201 209,7 212,7 212,7 197,3 224,9 214,3 211,7 183,9 144,5 91,5 87,1 87,5 90,2
DUR.MÉDIA(HV0,2kgf)
199 201 205 197 200 202 202 177 160 127 87 84 85 88
DESVIO 10 12 10 13 10 14 11 20 14 20 5 5 4 2
Fig. 7.1.4 – Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 700º C.
1 10 1E2 1E360
80
100
120
140
160
180
200
220
240Aço IF Ti-Si, 70% def.
700°C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
133
Tabela 7.1.5 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 70% / TRECOZ = 750°C
Tempo (s)
0 1 3 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600
0,5 211,2 209,2 220,6 213,2 188,1 189,8 164,7 86,4 83,7 81,4 81,7 79,1 80,8 77,70,5 219 192 216,8 200,1 181,5 211,2 163,3 87,3 84,7 82,4 82,1 79,1 83,8 81,70,5 212,7 219,5 214,3 206,3 191,5 201 171,8 87,6 82,8 83,6 82 78,1 83,3 73,60,5 210,7 195,5 207,7 203,4 191,5 195,5 175,2 86,1 80,3 81,7 80,2 78,1 82,9 81,70,5 213,2 204,3 217,4 198,7 208,7 207,7 164,7 91,5 91,1 80,5 78,5 79,9 84,1 75,11,5 202,9 209,7 202,4 179,9 183,1 197,8 156,6 94,4 80 79,2 82,7 78,5 77,3 75,41,5 214,3 192 208,2 193,3 208,7 189,8 156,6 94,1 77,2 74,6 77,2 77,7 82,1 76,21,5 203,4 210,2 215,3 183,9 193,7 202,9 155,4 99,3 79,7 76,3 78 82,3 77,4 76,11,5 210,7 208,7 210,7 176,4 181,9 209,7 153,5 98,5 76,3 74,8 81,7 80,6 81,5 75,61,5 212,2 200,5 208,7 187,7 191,1 209,2 165 111,3 81,5 81,1 75,3 79,3 77,4 81,23 190,2 193,7 196,9 180,7 193,3 206,7 159,9 85,1 76,8 78,3 79,8 78,9 77 79,13 185,6 199,6 197,8 172,6 188,5 192 146,5 91,2 76,4 78,6 79,9 74,3 79,6 773 196,4 200,1 203,4 193,7 198,7 192 151,3 85,6 78,6 81,1 78 74,5 78,6 75,93 180,3 200,1 201,5 181,1 187,2 200,1 156,3 87,7 77,4 80,8 78,8 77,2 78,1 74,93 198,7 178,3 194,6 183,1 187,7 206,3 154,1 82,6 81,2 75,6 80,8 76,7 78,3 81,8
4,5 190,2 196,4 195,9 206,7 176,8 186,4 155,4 85,6 77,5 79 77,7 75,4 78,9 78,24,5 195,9 208,7 218,4 196,4 185,6 191,5 151 85,1 77,2 74,1 80,3 75,4 77,2 814,5 186,8 199,1 207,7 210,7 195,5 193,7 162,6 83,3 80 78 79,3 79,9 81,4 79,14,5 195,1 196,9 205,8 179,9 199,6 191,1 157,9 84,2 76,1 78 78 78,1 76,1 80,54,5 212,2 219,5 221,7 191,1 189,4 179,5 158,9 84,8 78,2 74,6 79,8 79,1 76,2 73,26 199,1 176 191,1 199,1 175,2 173 155,1 83,2 79 76,1 79,7 77,8 78,9 78,36 205,8 179,9 181,9 186,4 187,7 181,9 166,8 88,4 81,8 80,3 79,7 75,1 77,1 786 197,3 199,1 197,3 194,2 182,3 182,3 164,3 86,4 78,2 78,1 79,8 76,5 78,4 77,56 189,4 188,1 200,5 194,2 184,3 176 156,6 86,9 75,3 77,6 81,6 78,1 77,3 77,76 192,8 208,2 201,5 191,5 191,1 174,5 169,3 90,9 78,1 79,1 79,6 78,1 78,1 79,7
7,5 185,2 171,8 188,5 200,5 208,2 178,3 183,1 93,4 81,2 82,3 77,5 80,5 79,5 81,17,5 203,8 193,7 186,8 179,1 191,5 173 172,6 105,4 80,9 80,2 77,6 79,3 80 797,5 191,5 191,1 193,7 198,7 193,3 172,2 181,5 101,1 79,5 79,5 78,6 83,2 75,4 81,27,5 179,1 177,9 186,4 182,7 200,1 171,8 176,4 91,6 80,4 81 82,4 77,8 80,9 80,87,5 189,4 166,8 176,8 206,3 196,4 183,1 180,3 104 80,4 82,1 82,4 78 78 77,28,5 197,3 183,1 210,2 209,2 214,8 188,5 188,1 94,3 86,9 85,7 83,1 77,2 78,3 77,48,5 199,1 188,5 214,3 212,7 215,3 188,5 194,6 99 81,7 82,9 83,4 81,2 81,1 82,78,5 205,8 190,7 209,7 219,5 206,3 200,1 186,4 104,4 83,3 84,7 80,6 77,7 79,7 79,58,5 194,6 192 213,2 198,2 208,2 200,1 190,7 100,8 85 84,1 79,1 77,3 79,5 77,2
Pro
fund
idad
eab
aixo
dasu
perf
ície
(mm
)
8,5 201 198,7 200,1 215,3 206,7 188,1 194,2 97,2 83,9 83,7 82,4 79,2 81,6 79
DUR.MÉDIA(HV0,2kgf) 199
195 203 195 194 191 167 92 80 80 80 78 79 78
DESVIO 10 13 11 12 11 12 13 8 3 3 2 2 2 2
Fig. 7.1.5 – Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 750º C.
1 10 1E2 1E360
80
100
120
140
160
180
200
220
240Aço IF Ti-Si, 70% def.
750º C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
134
Tabela 7.1.6 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 70% / TRECOZ = 800°C
Tempo (s)
0 1 3 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600
0,5 211,2 - - 214,8 210,7 176,4 99,5 83,6 84,1 80,3 - - - -0,5 219 - - 212,7 202,4 201,9 88,7 86,3 84,8 80,9 - - - -0,5 212,7 - - 208,7 186 196,9 91,1 81,4 87,7 86,8 - - - -0,5 210,7 - - 199,1 194,2 194,6 83,4 87,7 83,4 85,4 - - - -0,5 213,2 - - 216,3 186 186 93,8 86 83,8 85,7 - - - -1,5 202,9 - - 196,9 206,3 179,5 90,9 81,8 79,5 78,5 - - - -1,5 214,3 - - 195,1 192 196,9 97,5 81 79,5 75,9 - - - -1,5 203,4 - - 198,7 208,7 196,9 104,9 81,4 84,1 80,5 - - - -1,5 210,7 - - 195,9 192,4 187,2 90,6 79,8 81,1 80,8 - - - -1,5 212,2 - - 196,9 196,4 186,8 101,1 77,4 80 81,2 - - - -3 190,2 - - 187,2 185,2 177,9 86,5 84,1 80,3 79,1 - - - -3 185,6 - - 212,2 197,3 178,7 83,7 83,3 78,6 78 - - - -3 196,4 - - 203,8 190,7 183,5 89,4 82,9 81,2 77,3 - - - -3 180,3 - - 187,2 183,1 177,1 83,6 78,8 79,5 81,6 - - - -3 198,7 - - 203,8 185,2 170 81,7 80,8 80,6 79,8 - - - -
4,5 190,2 - - 201,5 207,2 165,7 79 82,2 80,4 80,8 - - - -4,5 195,9 - - 211,7 213,2 181,5 78,5 83,4 78,1 78,1 - - - -4,5 186,8 - - 215,3 192 161,3 99,6 82,9 82,7 80,2 - - - -4,5 195,1 - - 198,7 201,5 173,7 96,6 83,4 81,6 82 - - - -4,5 212,2 - - 200,1 201 167,5 85,2 84,5 82,1 78,3 - - - -6 199,1 - - 201,5 181,1 174,8 79,9 77 82,2 80,2 - - - -6 205,8 - - 201,5 184,3 179,5 84,2 79,6 77,3 81,8 - - - -6 197,3 - - 201 205,3 172,2 87,5 84,5 78,4 83,3 - - - -6 189,4 - - 193,3 199,1 167,1 87,5 83,1 80,5 79,7 - - - -6 192,8 - - 197,3 186 160,9 90,5 82 77,4 78 - - - -
7,5 185,2 - - 203,4 193,7 179,5 84,7 81,2 77,1 78,2 - - - -7,5 203,8 - - 207,2 187,2 177,9 86,3 82,8 78,6 78,1 - - - -7,5 191,5 - - 189,4 187,7 168,6 86,3 85,6 77 80,2 - - - -7,5 179,1 - - 194,2 175,2 173,7 83,7 82,4 81 79,3 - - - -7,5 189,4 - - 193,7 195,1 157 84,8 84,2 79,2 82 - - - -8,5 197,3 - - 200,1 202,9 197,8 99 86,3 87,2 79 - - - -8,5 199,1 - - 219,5 194,2 180,3 97,7 85 82,4 84,2 - - - -8,5 205,8 - - 194,6 203,4 206,3 93,8 83,9 86 82,1 - - - -8,5 194,6 - - 203,4 200,5 209,7 94,3 86,5 87,2 80,6 - - - -
Pro
fund
idad
eab
aixo
dasu
perf
ície
(mm
)
8,5 201 - - 203,4 209,2 203,8 108 86,8 85,1 80,2 - - - -
DUR.MÉDIA(HV0,2kgf) 199
- - 202 195 181 90 83 81 80 - - - -
DESVIO 10 - - 8 10 14 8 3 3 2 - - - -
Fig. 7.1.6 – Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 800º C.
1 10 1E2 1E360
80
100
120
140
160
180
200
220
240Aço IF Ti-Si; 70% def.
800º C
Mic
rod
ure
za(H
V 0,2
kg
f)
Tempo (s)
135
Tabela 7.1.7 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 80% / TRECOZ = 600°C
Tempo (s)
0 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600 7200 14400
0,5 190,2 - - - 190,2 - 184,3 179,1 179,1 174,5 170,4 167,8 168,2 1570,5 212,2 - - - 176,8 - 181,9 176 172,6 168,6 173 165 157 162,30,5 212,7 - - - 179,9 - 178,3 175,2 172,2 167,1 171,1 171,8 164 165,40,5 204,3 - - - 188,5 - 184,7 168,9 173,7 178,7 174,1 171,8 167,1 159,30,5 204,3 - - - 177,1 - 186,4 178,7 174,5 175,6 176 173,7 163 156,31,5 188,1 - - - 191,1 - 185,6 179,5 168,6 164,3 178,3 166,4 161,9 159,91,5 195,5 - - - 186 - 177,1 175,6 169,6 168,6 176,4 171,1 171,5 1631,5 185,6 - - - 184,3 - 182,3 177,1 176,4 175,2 167,5 169,3 166,1 156,31,5 207,7 - - - 187,7 - 177,5 174,1 181,9 171,8 171,8 173,3 167,8 153,51,5 208,2 - - - 181,5 - 179,9 179,9 167,8 172,2 176 173 169,6 1563 217,9 - - - 192,8 - 186 195,5 181,9 177,9 179,1 170,4 175,6 164,73 219,5 - - - 199,6 - 185,6 180,7 172,2 182,7 183,9 180,3 170 157,93 220 - - - 183,5 - 190,7 188,5 185,6 181,9 183,1 172,2 168,9 138,23 206,3 - - - 191,5 - 193,7 171,5 182,7 174,8 179,9 180,3 172,8 123,23 212,2 - - - 195,1 - 195,1 187,7 181,9 181,5 181,9 159,3 165 148,3
4,5 202,9 - - - 188,1 - 187,7 172,2 165 172,2 171,5 165,7 162,3 1654,5 206,7 - - - 176 - 181,1 173 189,8 178,3 172,6 173,7 165 154,74,5 200,1 - - - 178,7 - 185,2 179,5 181,9 166,4 172,2 168,2 167,8 1484,5 198,2 - - - 189,4 - 177,5 175,6 166,1 170 170 163,6 171,1 164,34,5 185,2 - - - 179,5 - 177,9 181,1 170,4 179,1 171,8 174,8 166,1 158,95,5 193,7 - - - 197,3 - 177,5 178,3 179,9 173,3 173,3 168,6 166,1 167,15,5 192,8 - - - 200,1 - 185,6 184,3 174,1 176,4 172,2 171,8 166,4 156,65,5 188,5 - - - 186 - 176,8 177,1 177,9 174,1 176,4 176,8 166,8 161,95,5 193,7 - - - 183,5 - 182,7 184,3 178,7 181,5 174,5 174,5 173,7 168,2
Pro
fund
idad
eab
aixo
dasu
perf
ície
(mm
)
5,5 195,5 - - - 177,9 - 181,5 177,1 167,8 177,5 169,6 169,3 173,7 151,6
DUR.MÉDIA(HV0,2kgf)
202 - - - 186 - 183 179 176 175 175 171 168 157
DESVIO 11 - - - 7 - 5 6 7 5 4 5 4 10
Fig. 7.1.7 – Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 600º C.
1 10 1E2 1E3 1E460
80
100
120
140
160
180
200
220
240Aço IF Ti-Si, 80% def.
600º C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
136
Tabela 7.1.8 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 80% / TRECOZ = 660°C
Tempo (s)
0 1 3 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600
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4,5 202,9 177,5 214,3 202,9 199,1 203,4 181,1 166,4 170,4 156,6 123,5 131 115,1 93,84,5 206,7 181,5 205,3 203,4 199,6 201 184,7 158,3 166,4 159,3 132 136,3 94,9 92,44,5 200,1 188,5 215,3 199,1 203,4 192,4 182,7 165,4 171,5 163 123,9 127,6 104,2 94,14,5 198,2 191,5 217,4 206,3 196,9 196,4 194,6 166,1 173 158,3 130,7 127,1 131,7 88,34,5 185,2 203,4 210,7 189,8 208,7 198,7 189,4 160,3 169,3 163,3 123,9 111,3 130,5 100,95,5 193,7 197,3 206,3 201 205,3 202,4 192 164,3 171,1 153,2 130 126,7 90,9 965,5 192,8 200,5 201 185,2 206,3 195,9 186 169,6 163,6 160,6 128,1 135,8 98,2 93,55,5 188,5 206,3 194,6 192,8 200,1 192,8 180,7 169,3 165 166,8 142 130,5 99 95,55,5 193,7 204,3 197,8 199,1 202,4 193,3 192,4 166,4 162,3 163,6 148,6 124,1 99,1 94,7
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fund
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ície
(mm
)
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DESVIO 11 14 7 9 8 6 10 5 5 7 12 7 12 4
Fig. 7.1.8 – Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 660º C.
1 10 1E2 1E360
80
100
120
140
160
180
200
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240Aço IF Ti-Si, 80% def.
660º C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
137
Tabela 7.1.9 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 80% / TRECOZ = 680°C
Tempo (s)
0 1 3 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600
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4,5 202,9 204,3 187,7 209,2 201 180,3 195,1 151 146,5 132,5 87,3 98,6 82,6 83,84,5 206,7 208,2 191,5 210,2 202,9 181,9 194,6 151 156,6 146 89,2 98,5 84,5 84,54,5 200,1 204,3 196,9 206,7 203,8 181,1 186,8 151,9 151,9 140,1 85,9 91,5 82,8 85,44,5 198,2 200,1 194,2 209,2 206,3 189,8 188,9 167,5 164 141,2 83,2 96,1 84,3 88,84,5 185,2 203,8 201,9 200,1 192,8 188,1 186,4 159,3 157,3 142,8 88,7 102,1 86,5 86,45,5 193,7 191,1 202,4 209,2 193,3 187,7 184,7 158,9 148,3 135,3 86,3 96,6 79,9 85,45,5 192,8 196,4 185,6 192,8 188,5 186,8 166,1 165 154,1 137,1 88,4 90,9 80,3 84,35,5 188,5 199,1 190,7 193,3 202,9 181,1 181,1 170 158,3 146,8 91,8 90,9 81,8 855,5 193,7 195,5 194,6 193,7 192,8 179,9 186 164,7 154,4 122,8 98 96,1 82,2 82
Pro
fund
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aixo
dasu
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ície
(mm
)
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DESVIO 11 16 9 9 10 7 9 6 14 8 4 6 2 3
Fig. 7.1.9 – Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 680º C.
1 10 1E2 1E360
80
100
120
140
160
180
200
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240Aço IF Ti-Si, 80% def.
680º C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
138
Tabela 7.1.10 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 80% /TRECOZ = 700°C
Tempo (s)
0 1 3 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600
0,5 190,2 199,1 198,2 195,9 192,4 192,8 208,2 162,6 143,9 101,8 102,8 78,9 82,2 79,70,5 212,2 195,9 201 203,4 188,9 190,7 202,4 163,6 144,5 116,8 97,7 77,8 81,4 79,90,5 212,7 206,7 189,8 206,7 187,7 193,7 188,9 179,1 152,5 139 97,1 80,3 88 82,30,5 204,3 213,2 202,9 192,8 190,7 194,6 192,8 170,7 150,4 124,1 98,2 85,6 84,6 80,80,5 204,3 216,9 186,4 196,9 193,7 188,1 199,1 173,7 143,4 101,8 93,8 86,5 84,2 81,51,5 188,1 196,9 191,5 195,9 204,8 174,1 177,5 167,8 152,2 115,1 94,4 86 85,2 84,31,5 195,5 207,2 192,4 219 195,9 173 178,3 166,8 154,1 116,5 88 83,7 83,6 80,81,5 185,6 202,4 181,5 216,9 201,9 171,8 185,6 170 160,3 110,2 91,5 81,7 86,3 83,81,5 207,7 210,7 195,9 213,2 189,9 192 179,9 169,6 145,1 100,4 88,5 81,2 85,7 83,21,5 208,2 203,8 187,2 209,2 203,8 188,1 181,9 168,6 154,4 113,3 90,4 82,7 88 84,63 217,9 200,1 199,1 216,3 201,9 201,9 196,4 167,8 134,5 98,6 86,8 83,9 86 83,33 219,5 210,7 205,3 215,3 205,3 212,2 207,2 170 136,3 87,7 86,1 84,1 83,1 82,23 220 208,2 212,2 217,4 208,2 203,8 196,9 172,6 145,1 90,6 88,3 83,3 84,1 86,13 206,3 208,2 205,8 209,2 196,4 201,5 196,4 174,5 150,4 100,4 82,1 82,4 81,2 82,73 212,2 219 216,3 215,3 187,8 197,3 203,4 175,6 139,5 91,9 85,6 81,8 85,1 83,3
4,5 202,9 198,7 200,5 192,8 201,9 187,7 189,8 160,9 145,7 104,4 84,5 81 80,2 854,5 206,7 192,8 209,2 197,8 198,2 193,7 180,7 173 150,1 105,2 83,7 82,4 82,4 81,54,5 200,1 207,2 205,8 188,1 199,6 209,2 176 165,4 159,6 105,2 80,9 84,6 81,6 82,24,5 198,2 191,5 205,3 186,8 193,7 197,8 180,7 168,2 154,1 99 82 82,4 79,1 82,44,5 185,2 193,7 192 198,7 204,8 204,8 188,1 167,1 157,9 95,2 81,7 82,9 80,5 86,85,5 193,7 199,1 194,6 195,9 205,8 183,9 185,2 172,6 154,7 91,4 81,7 78 79,1 85,25,5 192,8 202,9 192,8 205,3 198,7 191,1 171,8 173,3 150,1 90,8 79,2 80,8 80,6 855,5 188,5 192,8 190,2 195,1 184,3 191,5 189,4 171,8 143,1 98,5 80,4 76,8 82 81,85,5 193,7 201 204,8 192,4 194,2 210,2 194,6 171,5 151,9 96,1 82,2 79,5 79,8 82,4
Pro
fund
idad
eab
aixo
dasu
perf
ície
(mm
)
5,5 195,5 196,9 213,7 189,4 195,5 214,8 193,7 168,9 157,9 90,6 81,6 79,8 81,2 81,7
DUR.MÉDIA(HV0,2kgf)
202 203 199 203 197 194 190 170 149 103 88 82 83 83
DESVIO 11 8 9 10 7 12 10 4 7 12 7 3 3 2
Fig. 7.1.10 – Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 700º C.
1 10 1E2 1E360
80
100
120
140
160
180
200
220
240Aço IF Ti-Si, 80% def.
700º C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
139
Tabela 7.1.11 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 80% /TRECOZ = 750°C
Tempo (s)
0 1 3 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600
0,5 190,2 190,2 183,5 185,6 212,2 165 128,3 85 80,4 77,3 81,6 78,5 81 820,5 212,2 197,3 201,5 188,9 212,2 185,2 133 84,2 79,2 80 82,3 78 76,7 81,60,5 212,7 214,8 191,5 185,6 207,2 182,7 136,6 87,2 82,7 77,4 83,3 81,2 81 79,30,5 204,3 189,8 195,5 184,7 205,8 178,3 133,2 90,4 80,5 82,7 84,6 78,9 77,2 81,40,5 204,3 194,2 208,7 183,5 208,7 183,9 138,7 88,8 82,7 83,7 80 80,5 80,8 781,5 188,1 200,1 204,8 187,7 208,7 186 126,7 86,8 81,4 80 81,1 77,2 85,1 821,5 195,5 196,9 201 184,3 203,4 186,4 144,5 88,8 83,7 79,1 79,3 78,6 84,5 79,71,5 185,6 199,1 177,9 193,3 197,3 188,9 141,4 88 81 79,2 79,9 77,1 76,5 80,41,5 207,7 200,5 191,5 206,3 184,3 190,7 130,3 88,5 79,9 79,7 80,3 76,7 81 80,81,5 208,2 212,7 198,2 197,8 184,3 176 127,6 85,4 80,6 83,4 83,2 80,8 80,9 79,93 217,9 207,7 202,4 197,3 217,9 197,3 119,5 83,8 81,2 79 84,8 82,9 77,4 82,73 219,5 224,4 201,5 202,9 198,2 200,1 126 83,7 80,4 80,4 82,2 81,4 81,4 83,13 220 216,9 181,5 206,7 200,1 185,2 109,4 86,9 84,6 79,6 85,2 75,4 80,4 81,73 206,3 224,4 189,8 216,3 200,1 193,7 114,7 85 82,7 80,5 80,4 76 77,5 83,83 212,2 206,3 219 198,2 200,5 201,9 108,3 85,6 81 80,6 80,3 79,5 78,1 83,7
4,5 202,9 192,8 197,3 182,7 179,5 189,8 126 82,8 77,8 80,4 82,9 76,5 76,1 80,54,5 206,7 193,3 186 205,8 179,5 187,7 127,1 78,9 80,6 81,2 79,7 79,3 77,8 82,74,5 200,1 207,2 199,6 194,2 193,7 188,9 135 84,5 81,5 78,8 82,6 82,4 76,8 81,44,5 198,2 199,1 195,9 208,2 198,2 192 141,4 81,5 88,3 82,2 78,8 82,1 81 824,5 185,2 203,8 188,9 213,7 180,3 191,5 136,8 84,1 88,8 80,5 79,5 86 80,3 795,5 193,7 181,9 190,2 210,2 181,5 176,4 142 79,2 87,3 82,3 86,7 77,8 78,1 79,95,5 192,8 214,8 200,1 187,2 189,8 190,7 132,5 82,7 84,8 82,2 86,4 80,2 75,2 83,75,5 188,5 196,9 195,5 205,3 188,5 179,1 135,8 85,5 83,1 82,2 85,2 80,6 76,6 81,25,5 193,7 201 196,9 199,1 187,7 191,5 128,3 80,8 80,4 78,9 86,1 80,3 80,2 81,6
Pro
fund
idad
eab
aixo
dasu
perf
ície
(mm
)
5,5 195,5 189,4 211,2 197,8 196,4 187,2 128,1 82,9 79,6 77,5 84,2 77,5 77,1 80,2
DUR.MÉDIA(HV0,2kgf)
202 202 196 197 197 187 130 85 82 80 82 79 79 81
DESVIO 11 11 9 10 11 8 10 3 3 2 2 2 3 2
Fig. 7.1.11 – Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 750º C.
1 10 1E2 1E360
80
100
120
140
160
180
200
220
240Aço IF Ti-Si, 80% def.
750º C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
140
Tabela 7.1.12 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 80% /TRECOZ = 800°C
Tempo (s)
0 1 3 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600
0,5 190,2 - - 205,8 191,1 162,3 89,1 92,4 83,3 82,2 - - - -0,5 212,2 - - 201,5 186,4 164 84,2 84,5 81 80,4 - - - -0,5 212,7 - - 201 172,6 156,3 87,9 87,7 83,9 82,8 - - - -0,5 204,3 - - 216,9 188,1 160,6 88,3 86,8 81,4 80,6 - - - -0,5 204,3 - - 216,3 199,6 155,7 88,1 85 81,2 80,5 - - - -1,5 188,1 - - 207,2 194,2 167,8 79,5 86 83,7 84,3 - - - -1,5 195,5 - - 195,5 184,3 168,2 81,8 81,5 78,9 84,3 - - - -1,5 185,6 - - 198,7 194,2 161,3 83,6 82,1 82,6 82,2 - - - -1,5 207,7 - - 200,1 189,8 161,3 82,7 82,4 82,6 84,6 - - - -1,5 208,2 - - 193,7 190,7 159,9 83,6 84,7 82,3 80,6 - - - -3 217,9 - - 191,1 192 168,2 83,6 82,7 85,2 81,6 - - - -3 219,5 - - 206,3 201,9 168,2 81,6 82,3 82,1 84,3 - - - -3 220 - - 220 202,4 174,5 80,2 80,2 84,2 82,8 - - - -3 206,3 - - 237,2 201,9 167,5 81,7 83,1 84,3 83,2 - - - -3 212,2 - - 238,3 207,2 175,6 81,2 79,7 84,8 82,7 - - - -
4,5 202,9 - - 190,7 195,9 160,3 80,5 83,8 81,7 82,8 - - - -4,5 206,7 - - 202,4 197,3 165,4 82,7 84,3 82,9 84,2 - - - -4,5 200,1 - - 193,7 190,7 173,7 81,7 87,7 82,3 83,2 - - - -4,5 198,2 - - 192,8 195,1 169,3 78 83,9 83,6 81 - - - -4,5 185,2 - - 205,3 195,9 165,7 82,2 90,8 86,9 79,8 - - - -5,5 193,7 - - 192 183,5 165,7 82,1 85,4 83,8 80,8 - - - -5,5 192,8 - - 206,7 198,7 155,1 79,9 83,3 82,4 77,6 - - - -5,5 188,5 - - 183,5 186,8 159,6 82 84,2 85,7 79,7 - - - -5,5 193,7 - - 214,3 181,5 169,3 84,8 82,4 85,7 76,3 - - - -
Pro
fund
idad
eab
aixo
dasu
perf
ície
(mm
)
5,5 195,5 - - 196,4 186,8 171,8 81,5 82,4 83,2 78,8 - - - -
DUR.MÉDIA(HV0,2kgf)
202 - - 204 192 165 83 84 83 82 - - - -
DESVIO 11 - - 14 8 6 3 3 2 2 - - - -
Fig. 7.1.12 – Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 800º C.
1 10 1E2 1E360
80
100
120
140
160
180
200
220
240Aço IF Ti-Si; 80% def.
800º C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
141
Tabela 7.1.13 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 90% /TRECOZ = 600°C
Tempo (s)
0 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600 7200 14400
0,5 216,9 - - - 196,9 - 184,3 184,7 183,1 186,4 181,5 181,9 169,3 143,90,5 220 - - - 193,7 - 183,1 188,5 181,9 177,9 174,1 179,1 178,7 141,70,5 220,6 - - - 210,2 - 181,5 186,4 186,4 183,5 178,3 181,1 183,9 146,20,5 227,7 - - - 209,2 - 188,5 186,4 185,2 181,1 179,1 179,1 178,3 153,80,5 223,8 - - - 213,2 - 191,5 191,1 183,9 183,5 176,4 176,8 176,8 158,31,5 221,1 - - - 201,5 - 193,7 188,9 180,3 187,7 184,3 167,8 166,1 125,71,5 222,2 - - - 197,8 - 193,7 188,5 184,3 183,1 176,4 170 170,7 123,71,5 231,2 - - - 195,1 - 191,5 195,5 189,8 179,5 181,9 166,1 170 125,51,5 220,6 - - - 189,8 - 192,8 191,5 191,5 183,9 182,7 168,9 167,5 142,31,5 222,7 - - - 198,7 - 191,1 182,3 184,3 180,7 185,6 171,8 169,6 1482,5 206,7 - - - 213,2 - 184,7 184,7 178,8 180,3 178,7 174,1 168,6 146,22,5 202,4 - - - 209,7 - 187,7 192,8 188,5 180,3 171,8 174,8 177,1 154,72,5 214,8 - - - 202,4 - 184,7 184,7 177,5 178,7 176,8 177,9 177,5 144,22,5 216,9 - - - 208,2 - 194,2 183,9 176,8 180,3 172,2 177,5 174,5 141,4
Pro
f.ab
aixo
dasu
perf
ície
(mm
)
2,5 212,2 - - - 197,3 - 194,6 191,5 186,4 182,3 173,3 176,8 173 152,9
DUR.MÉDIA(HV0,2kgf)
219 - - - 202 - 189 188 184 182 178 175 173 143
DESVIO 7 - - - 8 - 5 4 4 3 4 5 5 11
Fig. 7.1.13 – Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 600º C.
1 10 1E2 1E3 1E460
80
100
120
140
160
180
200
220
240Aço IF Ti-Si, 90% def.
600º C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
142
Tabela 7.1.14 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 90% /TRECOZ = 660°C
Tempo (s)
0 1 3 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600
0,5 216,9 212,7 203,4 215,8 221,1 222,7 222,7 169,3 176,4 154,4 116,5 124,8 90,5 87,10,5 220 222,7 220 226,6 228,9 221,1 219 169,3 168,9 147,4 117,6 135,5 91,8 87,90,5 220,6 228,3 227,2 216,3 230 215,8 224,4 176 171,5 151,6 115,7 124,8 87,2 90,60,5 227,7 230,6 216,9 222,2 234,7 213,2 221,7 175,2 170,7 146,8 122,6 125,3 92,2 91,60,5 223,8 216,9 222,2 227,7 228,9 200,5 234,7 166,4 171,8 151,9 117,8 121,9 93,1 90,41,5 221,1 241,9 235,9 233,5 224,4 217,4 207,1 166,4 175,6 147,7 107,2 110,6 86,1 861,5 222,2 228,3 234,1 223,8 217,9 220 211,2 165,4 167,8 148,6 103,3 107,4 89,2 86,81,5 231,2 224,9 226,1 229,4 209,7 227,2 213,7 170,4 168,9 148,6 107 101,3 86,8 87,11,5 220,6 227,7 224,4 226,6 216,9 224,4 217,4 176 167,5 152,9 101,4 99,1 88 89,41,5 222,7 231,8 213,7 224,4 210,7 225,5 217,9 170 172,2 153,5 92,8 98,8 87,9 90,42,5 206,7 234,7 231,8 223,3 221,7 224,4 211,7 176,8 177,1 162,6 134,3 121,2 108,9 87,72,5 202,4 228,3 234,7 228,9 221,1 211,7 198,2 185,2 171,1 155,7 118,9 124,8 104 95,82,5 214,8 232,9 223,8 222,7 207,2 217,9 188,5 176 177,5 166,1 117,6 120,8 107,6 95,72,5 216,9 232,9 226,1 221,7 200,1 219 205,3 179,1 175,2 163,6 127,1 138,2 108,9 89,9
Pro
f.ab
aixo
dasu
perf
ície
(mm
)
2,5 212,2 227,7 221,7 228,9 220,6 212,7 207,7 178,7 177,5 161,3 126,2 123,7 101,6 87,5
DUR.MÉDIA(HV0,2kgf)
219 228 224 225 220 218 213 173 173 154 115 119 95 90
DESVIO 7 7 9 5 10 7 11 6 4 6 11 12 9 3
Fig. 7.1.14 – Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 660º C.
1 10 1E2 1E360
80
100
120
140
160
180
200
220
240Aço IF Ti-Si, 90% def.
660º C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
143
Tabela 7.1.15 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 90% /TRECOZ = 680°C
Tempo (s)
0 1 3 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600
0,5 216,9 204,3 216,3 201,5 216,9 208,7 191,1 166,1 145,4 139,2 89,9 90,1 82,4 88,10,5 220 202,4 227,2 198,2 215,8 198,2 203,8 159,3 139,5 148,3 91,4 93,1 83,8 89,50,5 220,6 198,7 226,1 209,2 224,4 208,7 200,5 170,4 145,1 149,5 91,9 88,1 82,7 88,10,5 227,7 211,2 217,4 208,7 228,9 207,2 188,1 167,1 149,8 144,2 93,2 91,8 84,1 88,40,5 223,8 208,2 211,2 202,4 224,4 208,7 198,7 168,2 146 149,2 94 87,3 87,1 87,11,5 221,1 223,8 232,3 223,8 213,2 218,4 204,8 168,6 124,6 130,3 91,2 85,2 82,4 80,31,5 222,2 231,2 231,2 230 218,4 224,4 212,2 163,6 128,1 122,6 89,4 85,6 83,4 83,61,5 231,2 217,9 228,9 221,7 219,5 222,7 211,7 165,7 129,5 144,9 91,5 87,5 85,7 82,61,5 220,6 217,4 217,9 216,9 221,7 214,8 210,2 163,6 128,3 113,5 90,6 87,9 85 83,31,5 222,7 219 222,7 232,9 220,6 213,2 207,7 165,7 135,8 116,5 86,1 84,1 85,5 84,72,5 206,7 219,5 212,2 213,7 196,4 224,9 227,2 177,1 138,7 136,6 90,1 102,6 87,9 80,52,5 202,4 215,8 219,5 220 205,3 218,4 212,7 170,7 152,5 137,9 89,5 104,9 88 85,72,5 214,8 226,6 227,7 214,8 220,6 220,6 211,2 170 144,2 141,4 88,4 96,7 87,3 82,72,5 216,9 222,7 228,9 222,2 213,7 222,2 216,3 177,5 148,3 136,3 91,8 92,7 87,9 88,3
Pro
f.ab
aixo
dasu
perf
ície
(mm
)
2,5 212,2 224,4 217,9 217,9 213,2 215,8 203,8 174,1 142,8 131 87,7 88,7 88,3 85,9
DUR.MÉDIA(HV0,2kgf)
219 216 222 216 217 215 207 169 140 136 90 91 85 85
DESVIO 7 9 7 10 8 8 10 5 9 11 2 6 2 3
Fig. 7.1.15 – Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 680º C.
1 10 1E2 1E360
80
100
120
140
160
180
200
220
240Aço IF Ti-Si, 90% def.
680º C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
144
Tabela 7.1.16 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 90% /TRECOZ = 700°C
Tempo (s)
0 1 3 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600
0,5 216,9 214,3 202,4 223,8 200,5 202,9 214,8 183,1 151,9 94,4 86,7 87,6 84,1 85,10,5 220 230 190,7 210,2 207,2 213,2 205,3 184,3 151,6 96 84,3 86,4 85,7 88,50,5 220,6 220,6 207,7 214,8 199,1 201,9 220 190,2 159,3 96,6 84,3 84,3 84,6 91,50,5 227,7 217,9 221,1 213,7 199,1 212,2 222,7 177,9 165,4 96,4 84,1 83,8 84,8 87,50,5 223,8 220 206,7 201,5 211,2 214,3 217,9 179,1 161,6 96,4 83,4 83,7 83,1 86,31,5 221,1 234,7 243,8 223,8 203,8 221,1 199,1 170,4 136,1 91,6 83,4 83,4 83,7 86,71,5 222,2 230 235,5 244,4 201 212,2 202,9 173 137,4 93,2 87,5 86,3 85 86,71,5 231,2 219 245 230 203,4 216,3 196,9 175,2 149,2 93,7 85,6 84,3 80,4 86,71,5 220,6 225,5 235,3 229,4 192,4 208,7 203,8 171,5 139,5 94,4 86,5 87,1 81,6 86,31,5 222,7 228,9 222,7 224,9 204,3 195,9 212,7 177,1 157,3 93,1 85,7 85,1 84,7 82,22,5 206,7 215,3 228,3 235,3 216,3 215,8 202,4 168,9 148,3 99,8 84,1 94,3 82,9 84,72,5 202,4 222,7 218,4 228,9 201 219 205,8 170,4 154,7 97,5 85,1 90,5 85,7 84,82,5 214,8 203,8 233,5 225,5 198,7 211,7 199,6 169,6 149,8 103 86,4 87,3 85,1 85,22,5 216,9 208,2 220 233,5 195,5 232,3 197,8 169,6 150,4 110 85,5 87,7 83,7 86,9
Pro
f.ab
aixo
dasu
perf
ície
(mm
)
2,5 212,2 217,9 213,7 228,3 199,1 221,7 207,2 173,7 158,6 102,5 87,2 88,5 85,6 85,6
DUR.MÉDIA(HV0,2kgf)
219 221 222 225 202 213 207 176 151 97 85 87 84 86
DESVIO 7 8 16 11 6 9 8 6 9 5 1 3 2 2
Fig. 7.1.16 – Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 700º C.
1 10 1E2 1E360
80
100
120
140
160
180
200
220
240Aço IF TI-Si, 90% def.
700º C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
145
Tabela 7.1.17 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 90% /TRECOZ = 750°C
Tempo (s)
0 1 3 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600
0,5 216,9 222,7 206,7 206,7 193,3 209,2 92,5 89,8 85,4 89 84,1 83,9 82,8 87,20,5 220 207,7 215,3 205,8 200,5 201,9 93,4 86,4 83,3 89,7 87,9 81,7 83,1 83,10,5 220,6 206,7 214,8 219,5 199,6 209,2 91,1 88,1 84,2 91,2 86,3 85,2 81,1 84,30,5 227,7 205,8 220 201 205,8 205,8 94,7 88,3 89 90,6 89 81 80,8 86,80,5 223,8 217,9 209,7 208,7 204,3 208,7 100,1 83,6 94 93,2 87,3 83,9 81,5 881,5 221,1 223,3 210,2 201,5 195,5 201,9 98 86,1 90,4 86,7 81,6 88,1 82,2 83,31,5 222,2 231,2 214,3 201 190,7 200,5 95 89,5 90,4 89,9 84,7 83,8 82 83,81,5 231,2 227,7 203,8 217,3 194,6 204,8 99,6 86,5 84,8 85,4 80,9 80,6 82,7 81,41,5 220,6 221,7 199,1 211,7 188,9 199,1 98,3 85,5 85,1 89,9 81,1 81,4 83,7 821,5 222,7 231,8 191,5 222,2 193,7 209,2 103,3 84,1 83,4 90,2 82,3 79,6 84,8 83,82,5 206,7 227,2 215,8 205,8 190,2 200,5 109,1 92,4 85,7 87,9 91,6 80,9 87,9 86,32,5 202,4 223,8 193,3 212,7 190,7 201 103,8 94 90,4 88,7 91,5 82,7 84,5 85,12,5 214,8 221,1 190,7 212,7 195,9 200,5 107,6 90,9 87,5 85,2 94,4 79,6 80,3 83,82,5 216,9 215,3 194,6 200,5 184,7 213,2 112,9 91,4 91,4 85,1 93,1 85,1 79,7 83,8
Pro
f.ab
aixo
dasu
perf
ície
(mm
)
2,5 212,2 213,7 210,2 222,2 179,9 202,9 115,3 91,6 91,5 92,7 92,1 82,6 85,4 87,6
DUR.MÉDIA(HV0,2kgf)
219 220 206 210 194 205 101 89 88 89 87 83 83 85
DESVIO 7 8 10 8 7 4 8 3 3 3 5 2 2 2
Fig. 7.1.17 – Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 750º C.
1 10 1E2 1E360
80
100
120
140
160
180
200
220
240Aço IF Ti-Si, 90% def.
750º C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
146
Tabela 7.1.18 - Valores de microdureza Vickers (HV0,2kgf); def. = 90% /TRECOZ = 800°C
Tempo (s)
0 1 3 5 15 30 60 180 300 600 900 1200 1800 3600
0,5 216,9 - - 221,1 190,7 100,3 83,2 90,6 92,8 85,5 - - - -0,5 220 - - 210,2 192,8 103 87,1 90,6 90,5 86,9 - - - -0,5 220,6 - - 208,2 189,4 110 84,5 89 90,5 87,3 - - - -0,5 227,7 - - 206,7 193,7 109,6 84,8 93,1 88,3 86 - - - -0,5 223,8 - - 205,8 195,9 111,7 81,2 91,1 88,7 89,9 - - - -1,5 221,1 - - 221,1 183,1 93,1 87,7 86,3 88,7 79,7 - - - -1,5 222,2 - - 224,4 178,7 91,6 86,7 87,2 86,9 85,9 - - - -1,5 231,2 - - 228,9 186 92,5 88,1 86 87,2 83,8 - - - -1,5 220,6 - - 231,2 185,2 89,8 89,9 84,7 87,9 81,8 - - - -1,5 222,7 - - 216,3 190,2 86,8 92,2 86,5 86,7 81,7 - - - -2,5 206,7 - - 222,2 191,1 100,3 87,3 90,5 85,6 86,8 - - - -2,5 202,4 - - 216,3 186 98,6 89,1 91,4 86,7 86,9 - - - -2,5 214,8 - - 204,8 188,5 104 85,6 93,4 83,4 85,6 - - - -2,5 216,9 - - 223,3 191,5 102,6 86,1 92,1 87,9 85,6 - - - -
Pro
f.ab
aixo
dasu
perf
ície
(mm
)
2,5 212,2 - - 219 183,5 104,9 85,6 91,5 88,5 86,1 - - - -
DUR.MÉDIA(HV0,2kgf)
219 - - 217 188 100 87 90 88 85 - - - -
DESVIO 7 - - 8 5 8 3 3 2 3 - - - -
Fig. 7.1.18 – Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 800º C.
1 10 1E2 1E360
80
100
120
140
160
180
200
220
240Aço IF Ti-Si; 90% red.
800º C
Mic
rod
ure
za(H
V0,
2kg
f)
Tempo (s)
147
7.2 Fração amolecida das amostras após tratamentos térmicos com
diferentes tempos
Tabela 7.2.1 - Fração amolecida “A” ou recristalizada “X V” para 70% de redução
Temperatura (ºC)
600 660 680 700 750 800Tempo(s) H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
0 199 - 199 - 199 - 199 - 199 - 199 -1 - - 208 -0,073 204 -0,039 201 -0,015 195 0,035 - -3 - - 207 -0,064 207 -0,064 205 -0,048 203 -0,031 - -5 - - 203 -0,031 206 -0,056 197 0,018 195 0,035 202 -0,025
15 - - 206 -0,056 197 0,018 200 -0,007 194 0,043 195 0,03330 - - 200 -0,007 199 0,002 202 -0,023 191 0,068 181 0,14960 191 0,066 202 -0,023 195 0,035 202 -0,023 167 0,266 90 0,901
180 - - 184 0,125 184 0,125 177 0,183 92 0,884 83 0,959300 185 0,116 186 0,109 160 0,323 160 0,323 80 0,983 81 0,972600 183 0,132 169 0,249 162 0,307 127 0,596 80 0,983 81 0,975900 - - 151 0,398 104 0,785 87 0,926 80 0,983 - -
1200 180 0,157 151 0,398 125 0,612 84 0,950 78 1 - -1800 178 0,174 129 0,579 94 0,868 85 0,942 79 0,992 - -3600 175 0,198 104 0,785 86 0,934 88 0,917 78 1 - -7200 175 0,198 - - - - - - - - - -
14400 170 0,240 - - - - - - - - - -
1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 70% def.
T = 600º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 70% def.
T = 660º C
Ao
uV
V
Tempo (s)
(a) (b)
148
1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 70% def.
T = 680º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0Aço IF Ti-Si, 70% def.
T = 700º C
Aou
XV
Tempo (s)
(c) (d)
1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 70% def.
T = 750º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 70% def.T = 800º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
(e) (f)
Fig. 7.2.1 – Gráficos individuais da evolução do amolecimento ou da fraçãovolumétrica recristalizada do aço IF Ti-Si deformado 70% por laminação a frio.(a) Trecoz.= 600º C; (b) Trecoz.= 660º C; (c) Trecoz.= 680º C; (d) Trecoz.= 700º C;(e) Trecoz.= 750º C; (f) Trecoz.= 800º C.
149
Tabela 7.2.2 - Fração amolecida “A” ou recristalizada “X V”para 80% de redução
Temperatura (ºC)
600 660 680 700 750 800Tempo(s) H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
0 202 - 202 - 202 - 202 - 202 - 202 -1 - - 203 -0,011 209 -0,058 203 -0,008 202 0 - -3 - - 207 -0,044 198 0,033 199 0,025 196 0,050 - -5 - - 197 0,039 203 -0,008 203 -0,008 197 0,041 204 -0,017
15 - - 201 0,006 200 0,017 197 0,041 197 0,041 192 0,08330 - - 195 0,056 190 0,099 194 0,066 187 0,124 165 0,30660 186 0,132 191 0,089 190 0,099 190 0,099 130 0,595 83 0,983
180 - - 166 0,296 161 0,339 170 0,264 85 0,967 84 0,975300 183 0,157 169 0,271 146 0,463 149 0,438 82 0,992 83 0,983600 179 0,190 156 0,379 137 0,537 103 0,818 80 1,008 82 0,992900 176 0,215 127 0,619 88 0,942 88 0,942 82 0,992 - -
1200 175 0,223 125 0,635 94 0,893 82 0,992 80 1,008 - -1800 175 0,223 100 0,843 83 0,983 83 0,983 79 1,017 - -3600 171 0,256 90 0,925 85 0,967 83 0,983 81 1 - -7200 168 0,281 - - - - - - - - - -
14400 157 0,372 - - - - - - - - - -28800 132 0,579 - - - - - - - - - -
1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 80% def.
T=600º C
Ao
uX
V
Tempo (s)1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 80% def.
T = 660º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
(a) (b)
150
1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 80% def.
T = 680º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 80% def.
T = 700º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
(c) (d)
1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 80% def.T = 750º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 80% def.
T = 800º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
(e) (f)
Fig. 7.2.2 – Gráficos individuais da evolução do amolecimento ou da fraçãovolumétrica recristalizada do aço IF Ti-Si deformado 80% por laminação a frio.(a) Trecoz.= 600º C; (b) Trecoz.= 660º C; (c) Trecoz.= 680º C; (d) Trecoz.= 700º C;(e) Trecoz.= 750º C; (f) Trecoz.= 800º C.
151
Tabela 7.2.3 - Fração amolecida “A” ou recristalizada “X V”para 90% de redução
Temperatura (ºC)
600 660 680 700 750 800Tempo(s) H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
H(1)
(HV)A(2)
ou XV
0 219 - 219 - 219 - 219 - 219 - 219 -1 - - 228 -0,070 216 0,020 221 -0,017 220 -0,010 - -3 - - 224 -0,040 222 -0,025 222 -0,025 206 0,095 - -5 - - 225 -0,047 216 0,020 224 -0,040 210 0,065 217 0,013
15 - - 220 -0,010 217 0,013 202 0,125 194 0,185 188 0,23030 - - 218 0,005 215 0,028 213 0,043 205 0,102 100 0,88860 202 0,127 213 0,043 207 0,088 207 0,088 101 0,880 87 0,985
180 - - 173 0,342 168 0,379 176 0,319 88 0,978 90 0,963300 189 0,224 173 0,342 140 0,589 151 0,506 88 0,978 88 0,978600 188 0,231 154 0,484 136 0,619 97 0,910 89 0,970 85 1900 184 0,261 115 0,776 90 0,963 85 1 87 0,985 - -
1200 182 0,276 118 0,753 91 0,955 87 0,985 83 1,015 - -1800 178 0,306 95 0,925 85 1 84 1,007 83 1,015 - -3600 175 0,328 90 0,963 85 1 86 0,993 85 1 - -7200 173 0,343 - - - - - - - - - -
14400 143 0,567 - - - - - - - - - -28800 116 0,769 - - - - - - - - - -
1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 90% def.
T = 600º C
Ao
uX
V
Tempo (s)1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 90% def.
T = 660º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
(a) (b)
152
1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 90% def.
T = 680º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 90% def.T = 700º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
(c) (d)
1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 90% def.
T = 750º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
1 10 1E2 1E3 1E4
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0 Aço IF Ti-Si, 90% def.
T = 800º C
Ao
uX
V
Tempo (s)
(e) (f)
Fig. 7.2.3 – Gráficos individuais da evolução do amolecimento ou da fraçãovolumétrica recristalizada do aço IF Ti-Si deformado 90% por laminação a frio.(a) Trecoz.= 600º C; (b) Trecoz.= 660º C; (c) Trecoz.= 680º C; (d) Trecoz.= 700º C;(e) Trecoz.= 750º C; (f) Trecoz.= 800º C.
153
7.3 Cinética de recristalização pelo modelo de JMAK
Tabela 7.3.1 – Planilha de cálculo da cinética de recristalização do aço IF Ti-Si
deformado 70% por laminação a frio.
Temperatura (ºC)
600 660 680 700 750 800ln t
⎥⎦
⎤⎢⎣
⎡⎟⎟⎠
⎞⎜⎜⎝
⎛− VX1
1lnln
0 - - - - -3,345 -1,099 - - - - - -1,609 - - - -4,000 -3,345 -2,708 - - -4,000 - -3,127 -3,3933,401 - - -6,406 - -2,658 -1,8264,094 -2,682 - -3,345 - -1,175 0,8385,193 - -2,010 -2,010 -1,598 0,769 1,1595,704 -2,096 -2,160 -0,940 -0,940 1,412 1,2736,397 -1,953 -1,250 -1,003 -0,099 1,412 1,3086,802 - -0,679 0,431 0,956 1,412 -7,090 -1,767 -0,679 -0,054 1,101 - -7,496 -1,657 -0,144 0,705 1,048 1,568 -8,189 -1,509 0,431 1,000 0,914 - -8,882 -1,509 - - - -9,575 -1,295 - - - - -
0 2 4 6 8 10-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(70% de redução)
600º C,n = 0,24
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)
(a)
0 2 4 6 8 10-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(70% de redução)
660º C,n = 0,90
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)
(b)
154
0 2 4 6 8 10-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(70% de redução)
680º C,n = 1,22
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)0 2 4 6 8 10
-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(70% de redução)
700º C,n = 0,85
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)
(c) (d)
0 2 4 6 8 10-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(70% de redução)
750º C,n = 0,86
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)0 2 4 6 8 10
-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(70% de redução)
800º C,n = 1,25
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)
(e) (f)
Fig. 7.3.1 – Gráficos individuais da cinética de recristalização pelo modelo JMAK, doaço IF Ti-Si deformado 70% por laminação a frio.(a) Trecoz.= 600º C; (b) Trecoz.= 660º C; (c) Trecoz.= 680º C; (d) Trecoz.= 700º C;(e) Trecoz.= 750º C; (f) Trecoz.= 800º C.
155
Tabela 7.3.2 – Planilha de cálculo da cinética de recristalização do aço IF Ti-Si
deformado 80% por laminação a frio.
Temperatura (ºC)
600 660 680 700 750 800ln t
⎥⎦
⎤⎢⎣
⎡⎟⎟⎠
⎞⎜⎜⎝
⎛− VX1
1lnln
0 - - - - - -1,099 - - -3,393 -3,685 -2,979 -1,609 - -3,226 - - -3,165 -2,708 - -5,147 -4,094 -3,165 -3,165 -2,4503,401 - -2,863 -2,259 -2,682 -2,022 -1,0084,094 -1,953 -2,377 -2,259 -2,259 -0,101 1,4125,193 - -1,048 -0,882 -1,180 1,227 1,3085,704 -1,767 -1,152 -0,476 -0,551 1,568 1,4126,397 -1,557 -0,743 -0,261 0,533 - 1,5686,802 -1,419 -0,036 1,047 1,047 1,568 -7,090 -1,376 0,009 0,802 1,568 - -7,496 -1,376 0,615 1,412 1,412 - -8,189 -1,217 0,954 1,227 1,412 - -8,882 -1,109 - - - - -9,575 -0,766 - - - - -10,268 -0,146 - - - - -
0 2 4 6 8 10 12-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF TI-Si(80% de redução)
600ªC, n = 0,26
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)0 2 4 6 8 10 12
-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(80% de redução)
660º C,n = 0,81
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)
(a) (b)
156
0 2 4 6 8 10 12-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(80% de redução)
680º C,n = 0,83
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)0 2 4 6 8 10 12
-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(80% de redução)
700º C,n = 0,88
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)
(c) (d)
0 2 4 6 8 10 12-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(80% de redução)
750º C,n = 1,02
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)0 2 4 6 8 10 12
-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(80% de redução)
800º C,n = 1,02
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)
(e) (f)
Fig. 7.3.2 – Gráficos individuais da cinética de recristalização pelo modelo JMAK, doaço IF Ti-Si deformado 80% por laminação a frio.(a) Trecoz.= 600º C; (b) Trecoz.= 660º C; (c) Trecoz.= 680º C; (d) Trecoz.= 700º C;(e) Trecoz.= 750º C; (f) Trecoz.= 800º C.
157
Tabela 7.3.3 – Planilha de cálculo da cinética de recristalização do aço IF Ti-Si
deformado 90% por laminação a frio.
Temperatura (ºC)
600 660 680 700 750 800ln t
⎥⎦
⎤⎢⎣
⎡⎟⎟⎠
⎞⎜⎜⎝
⎛− VX1
1lnln
0 - - -3,892 - - -1,099 - - - - -2,305 -1,609 - - -3,892 - -2,699 -4,3592,708 - - -4,359 -2,014 -1,588 -1,3443,401 - -5,250 -3,573 -3,133 -2,225 0,7834,094 -1,998 -3,133 -2,391 -2,391 0,753 1,4365,193 - -0,872 -0,741 -0,955 1,334 1,1905,704 -1,373 -0,872 -0,118 -0,348 1,334 1,3346,397 -1,335 -0,413 -0,037 0,880 1,255 -6,802 -1,195 0,402 1,190 - 1,436 -7,090 -1,130 0,336 1,133 1,436 - -7,496 -1,007 0,953 - - - -8,189 -0,921 1,190 - 1,588 - -8,882 -0,866 - - - - -9,575 -0,177 - - - - -10,268 0,381 - - - - -
0 2 4 6 8 10 12-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(90% de redução)
600º C,n = 0,34
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)0 2 4 6 8 10 12
-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(90% de redução)
660º C,n = 1,26
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)
(a) (b)
158
0 2 4 6 8 10 12-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(90% de redução)
680º C,n = 0,86
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)0 2 4 6 8 10 12
-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(90% de redução)
700º C,n = 0,91
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)
(c) (d)
0 2 4 6 8 10 12-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(90% de redução)
750º C,n = 0,82
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)0 2 4 6 8 10 12
-7
-6
-5
-4
-3
-2
-1
0
1
2
Aço IF Ti-Si(90% de redução)
800º C,n = 1,30
ln(l
n(1
/(1-
XV))
)
ln t (s)
(e) (f)
Fig. 7.3.3 – Gráficos individuais da cinética de recristalização pelo modelo JMAK, doaço IF Ti-Si deformado 90% por laminação a frio.(a) Trecoz.= 600º C; (b) Trecoz.= 660º C; (c) Trecoz.= 680º C; (d) Trecoz.= 700º C;(e) Trecoz.= 750º C; (f) Trecoz.= 800º C.
159
7.4 Ábacos de Bunge para interpretação das FDOCs
00
10
10
20
20
30
30
40
40
50
50
60
60
70
70
80
80
90
90
[100]
[100]
[100]
[100]
[100]
[100]
[100]
[100]
[100](013 )
(023 )
(012 )[3 1]3
[3 0]1
(011 )
(032 )
(021 )
(031 )[3 2]1
[3 3]1
[301]
[2 0]1
[3 1]1 [2 1]1
[2 2]1
[2 3]1
[1 2]1
[1 3]1
[0 2]1
[201]
[3 0]2
[3 1]2 [2 1]2
[3 2]2
[3 3]2 [2 3]2
[302]
[1 0]1
[1 1]1
[101]
[2 0]3
[2 1]3
[3 2]3 [2 2]3 [1 2]3 [0 2]3
[2 3]3
[203]
[1 0]2
[1 1]2 [0 1]2
[1 2]2
[1 3]2 [0 3]2
[102]
[1 0]3
[1 1]3 [0 1]3
[1 3]3
[103]
[0 0]1
[0 1]1
[0 3]1
[001](010
)(0
01)
1
2 = 0 o
Φ
00
10
10
20
20
30
30
40
40
50
50
60
60
70
70
80
80
90
90
[2 0]1
[3 0]1
[3 0]1
[3 0]1
[3 0]1
[1 2]1(1 3 )1
[3 0]2
[3 3]2
[3 1]2
[1 0]1
(133 )
(132 )
[2 0]3
[3 2]3
[1 0]2
[0 3]2
[1 0]3 [1 0]3
(130 )
[0 0]1
[0 1]1
[1 1]1
[2 1]1
[3 1]1 [3 2]1 [3 3]1
[0 3]1
[001]
(001
)
1
2 = 20 o
2=18,4o
2=18,4o
2=18,4o
2=18,4o
Φ
00
10
10
20
20
30
30
40
40
50
50
60
60
70
70
80
80
90
90
[2 0]1
[2 0]1
[2 0]1
[2 0]1
[2 0]1
[3 0]2
[1 1]2
[3 1]2
[2 1]2
[1 0]1
(123 )
(122 )
(121 )
[2 0]3
[3 1]3 [0 2]3
[2 2]3
[1 0]2
[1 3]2
[1 0]3 [1 0]3
(120 )
[0 0]1
[0 1]1
[1 1]1
[2 1]1 [2 2]1 [2 3]1
[0 2]1
[001]
(001
)
1
2 = 25 o
2=26,6o
2=26,6o
2=26,6o
2=26,6o
Φ
00
10
10
20
20
30
30
40
40
50
50
60
60
70
70
80
80
90
90
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[3 0]2
[3 0]2
[3 0]2
[3 0]2 [3 1]2 [3 2]2 [3 3]2
[1 0]1
(233 )
(232 )
(231 )
[2 0]3 [ 0]23
[3 1]3
[1 0]2 [ 0]12
[0 3]2
[1 0]3 [ 0]13
(230 )
[0 0]1
[0 1]1
[1 1]1 [0 3]1
[001]
(001
)
1
2 = 35 o
2=33,7o
2=33,7o
2=33,7o
2=33,7o
Φ
00
10
10
20
20
30
30
40
40
50
50
60
60
70
70
80
80
90
90
(113 )
(223 )
(112 )
[2 1]3
[3 1]3
(111)
(332 )
(221 )
(331 )
[ 3 ]11
[0 2]1
[1 2]1
[1 3]3
[2 2]3
[3 2]3
[2 3]3
[1 0]1
[1 0]1
[1 0]1
[1 0]1
[1 0]1
[1 0]1
[1 0]1
[1 0]1
[1 0]1
[ 0]11
[0 1]1
[1 1]1
[ 1]11
[ 2]11
[2 0]3 [ 0]23
[1 2]3
[3 2]3
[ 2]13
[0 2]3
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[1 1]2
[2 1]2
[ 1]12
[0 1]2
[ 2]12
[ 3]12
[023]
[1 3]2
[2 3]2
[1 2]2
[ 0]13[1 0]3
[1 1]3
[0 1]3
[0 0]1
[0 3]1
[1 3]1 [001][110]
(001
)
1
2 = 45 o
Φ
00
10
10
20
20
30
30
40
40
50
50
60
60
70
70
80
80
90
90
[0 2]1
[ 3]13
[1 1]2
[ 0]11
(323 )
(322 )
(321 )
(320 )
[2 0]3
[2 0]3
[2 0]3
[2 0]3
[2 0]3 [2 1]3 [2 2]3 [2 3]3
[ 0]23
[0 2]3[1 1]3
[1 3]3
[1 0]2 [ 0]12[ 0]13[1 0]3 [0 0]1
[0 1]1
[001]
(001
)
1
2 = 55 o
2=56,3o
2=56,3o
2=56,3o
2=56,3o
Φ
160
100
10
10
20
20
30
30
40
40
50
50
60
60
70
70
80
80
90
90
[ 00 ]1
(103)
(203)
(102)[ 1 ]33
[ 0 ]31
(101)
(302)
(201)
(301)[ 2 ]13
[ 3 ]13
[0 1 ]3 [0 2 ]3
[ 0 ]21
[ 1 ]13 [ 1 ]12
[ 2 ]12
[ 3 ]12
[ 2]11
[ 3]11
[ 02 ]1
[0 1 ]2 [0 3 ]2
[ 0 ]32
[ 1 ]23 [ 1 ]22
[ 2 ]23
[ 3 ]23 [ 3 ]22
[ 0 ]11
[ 1]11
[ 0 ]23
[ 1 ]32
[ 2 ]33 [ 2 ]32 [ 2 ]31 [ 02 ]3
[ 3 ]32
[ 0 ]12
[ 1 ]21 [ 01 ]2
[ 2 ]21
[ 3 ]21 [ 03 ]2
[ 0 ]13
[ 1 ]31 [ 01 ]3
[ 3 ]31
[0 0 ]1
[0 0 ]1
[0 0 ]1
[0 0 ]1
[0 0 ]1
[0 0 ]1
[0 0 ]1
[0 0 ]1
[0 0 ]1 [0 1 ]1 [0 2 ]1 [0 3 ]1
[ 01 ]1
[ 03 ]1
[001 ](100
)(0
01)
2 = 90 o
Φ
00
10
10
20
20
30
30
40
40
50
50
60
60
70
70
80
80
90
90
[ 0 ]21
[ 2 ]11
(311 )
(310)
[ 0 ]32
[0 1 ]2
[ 0 ]11
(313)
(312)
[ 0 ]23
[ 3 ]23
[ 3 ]13
[ 2 ]13
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[1 0 ]3
[1 0 ]3
[0 1 ]3
[1 0 ]3
[1 0 ]3 [1 1 ]3 [1 2 ]3 [1 3 ]3
[ 0 ]13[0 0 ]1
[0 1 ]1
[001 ]
(001
)
1
2 = 70 o
2=71,6o
2=71,6o
2=71,6o
2=71,6o
Φ
00
10
10
20
20
30
30
40
40
50
50
60
60
70
70
80
80
90
90
[ 0 ]21[ 0 ]32
[ ]122
[1 0 ]2
[1 0 ]2
[1 0 ]2
[1 0 ]2 [1 1 ]2 [1 2 ]2 [1 3 ]2
[0 1 ]2
[ 0 ]11
(212)
(213)
(211 )
[ 0 ]23
[0 1 ]3
[1 1 ]3
[ 0 ]12
[ 3 ]22
[ 0 ]13[1 0 ]3
(210)
[0 0 ]1
(0 1)1
[ 1 ]11
[ 3]11
[001 ]
(001
)
1
2 = 65 o
2= 63,4o
2= 63,4o
2= 63,4o
2= 63,4o
Φ