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UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS
INFLUÊNCIA DAS CONDIÇÕES DE DEFORMAÇÃO NA RECRISTALIZAÇÃO
DINÂMICA DO AÇO MÉDIO CARBONO 38MnSiVS5 MICROLIGADO AO
VANÁDIO
Rialberth Matos Cutrim
São Carlos
2009
ii
UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS
INFLUENCIA DAS CONDIÇÕES DE DEFORMAÇÃO NA RECRISTALIZAÇÃO
DINÂMICA DO AÇO MÉDIO CARBONO 38MnSiVS5 MICROLIGADO AO
VANÁDIO
Rialberth Matos Cutrim
Dissertação apresentada ao
Programa de Pós-Graduação em Ciência
e Engenharia de Materiais como requisito
parcial à obtenção do título de MESTRE
EM ENGENHARIA DE MATERIAIS
Orientador: Prof. Dr. Oscar Balancin
Agência Financiadora: CNPq
São Carlos
2009
DEDICATÓRIA
À minha família, responsáveis por todas as conquistas e alegrias de minha
vida.
VITAE
Engenheiro Mecânico Industrial pelo CEFET – MA (2006)
i
MEMBROS DA BANCA EXAMINADORA DA DISSERTAÇÃO DE MESTRADO DE
RIALBERTH MATOS CUTRIM
APRESENTADA AO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS, DA UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO
CARLOS, EM 20 DE AGOSTO DE 2009
BANCA EXAMINADORA:
PROF. DR. OSCAR BALANCIN
ORIENTADOR
PPG-CEM - UFSCAR
PROF. DR. ALBERTO MOREIRA JORGE JR
PPG-CEM - UFSCAR
PROF. DR. FLÁVIO SALGADO POLITI
CEFET - MA
ii
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AGRADECIMENTOS
Ao Prof. Oscar Balancin, meu orientador, sem o qual essa pesquisa não seria
possível e cujo apoio foi fundamental em todo o período da pesquisa.
Ao Prof. Alberto Moreira Jorge Jr pelas contribuições durante a pesquisa.
A todos os amigos do Departamento de Engenharia de Materiais (DEMa) da
UFSCar, em especial Henrique, Hudson, Renato, Eden, Içamira pela amizade
sincera e pelos incontáveis momentos de alegria e descontração.
Aos meus pais, Carlos Alberto e Florência, e meu irmão Carlos Wagner,
grandes incentivadores e meu porto seguro em todos os momentos da minha
vida.
A todos meus amigos que torceram por mim e que, direta ou indiretamente,
contribuíram para o êxito deste trabalho.
Aos amigos e ex-professores do CEFET-MA Flávio Politi, Henandes e Kleber
Mendes pelo incentivo dado antes e durante a realização desta pesquisa.
A todos os professores e funcionários do DEMa que também tiveram sua
parcela de contribuição para este trabalho.
Ao CNPq pelo incentivo financeiro.
iv
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RESUMO
Em alguns processos de conformação, como no forjamento a quente
de peças para a indústria automobilística, certas regiões das peças trabalhadas
sofrem grandes deformações e, em consequência, o material recristaliza
dinamicamente em algumas partes das peças. Por meio de testes de torção a
quente foi investigada a influência dos parâmetros de deformação sobre a
recristalização dinâmica de um aço médio carbono microligado ao vanádio
(38MnSiVS5) utilizado na manufatura de componentes automotivos como
bielas e virabrequins. Foram realizados ensaios isotérmicos variando a
temperatura de ensaio de 900 a 1200ºC e com a taxa de formação de 0,01;
0,1; 1 e 10s-1. Após a deformação, as amostras foram submetidas a dois tipos
de resfriamento: ao ar, onde foi medida a proporção das fases existentes na
microestrutura; e sofreu um resfriamento rápido em água (têmpera), de onde foi
determinado o tamanho médio dos grãos austeníticos (recristalizados
dinamicamente). As curvas de escoamento plástico indicam que o material
recristaliza dinamicamente, e que o tamanho médio dos grãos austeníticos
depende das condições de deformação. A energia de ativação aparente na
deformação a quente encontrada para o material em estudo foi de 358 KJ/mol.
Com resfriamento ao ar observou-se que à medida que se aumentou a
temperatura de ensaio, considerando uma mesma taxa de deformação, houve
uma diminuição na proporção de ferrita pró eutetóide no aço. A aplicação das
equações constitutivas aos dados obtidos das curvas de escoamento plástico
mostrou coerência quando comparadas aos dados encontrados na literatura.
vi
vii
INFLUENCE OF DEFORMATION CONDITIONS ON THE DYNAMIC RECRYSTALLIZATION OF THE MEDIUM CARBON VANADIUM
MICROALLOYED STEEEL 38MnSiVS5
ABSTRACT
In forming processes such as hot forging of components for automotive
industry, certain regions of the worked pieces are subjected to large straining
and, as a consequence, dynamic recrystallization takes place in these points. In
this work, the role of deformation conditions on the dynamic recrystallization of
a medium carbon vanadium microalloyed steel (38MnSiVS5) subjected to large
straining was investigated by means of hot torsion tests. Isothermal tests were
carried out over the strain rate and temperature ranges 0.1s-1 to 10s-1 and
900ºC to 1200ºC. After deformation, the samples were submitted to two cooling
processes: air-cooling, where the existing phases proportions were measured in
the microstructure; and the samples were quenched immediately after
deformation and the average austenitic grains size were measured in order to
analyze the dynamic recrystallized microstructure. The flow stress curves
determined indicated that this steel recrystallized during straining and the
average austenitic grains size observed depends on the straining conditions.
The apparent activation energy on the hot deformation find for the analyzed
material was 358 KJ/mol. With air cooling, it was observed that as the test
temperature were increased, considering the same strain rate, there were a
decrease for the steel proeutectoid ferrite proportion. The application of
constitutive equations to data obtained from the flow stress curves showed
consistency when compared to data find on literature.
viii
ix
SUMÁRIO
Pag.
BANCA EXAMINADORA ................................................................................... I
AGRADECIMENTOS ........................................................................................ III
RESUMO .......................................................................................................... V
ABSTRACT ..................................................................................................... VII
SUMÁRIO ......................................................................................................... IX
ÍNDICE DE TABELAS .................................................................................... Xiii
ÍNDICE DE FIGURAS ..................................................................................... XV
SÍMBOLOS E ABREVIAÇÕES ..................................................................... XXI
1 INTRODUÇÃO ................................................................................................. 1
2 REVISÃO DA LITERATURA ........................................................................... 3
2.1 Simulação Física ........................................................................................... 3
2.2 Ensaio de Torção a Quente .......................................................................... 5
2.3 Fundamentos Metalúrgicos da Deformação a Quente .................................. 7
2.4 Mecanismos de Aumento de Resistência ..................................................... 8
2.4.1 Encruamento .............................................................................................. 9
2.5 Mecanismos de Amaciamento .................................................................... 12
2.5.1 Recuperação Dinâmica ............................................................................ 14
2.5.2 Recristalização Dinâmica ......................................................................... 16
2.5.2.1 Início da Recristalização Dinâmica ....................................................... 22
2.5.2.2 Modelos Matemáticos para a Predição do Comportamento da
Recristalização Dinâmica .................................................................................. 23
2.6 Transformação em Resfriamento Contínuo de um Aço Carbono
Hipoeutetóide .................................................................................................... 26
x
3 MATERIAIS E MÉTODOS ............................................................................ 29
3.1 Composição do Aço ................................................................................... 29
3.2 Máquina de Ensaio de Torção .................................................................... 30
3.3 Ensaios Isotérmicos Contínuos .................................................................. 32
3.4 Análises Microestruturais ............................................................................ 33
3.5 Determinação das Tensões Crítica, de Pico e de Estado Estacionário ...... 34
3.6 Calculo da Energia de Ativação .................................................................. 37
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES .................................................................. 39
4.1 Comportamento Mecânico .......................................................................... 39
4.1.1 Determinação das Tensões e Deformações Crítica, de Pico e de Estado
Estacionário ...................................................................................................... 41
4.1.2 Cálculo da Energia de Ativação ............................................................... 52
4.1.3 Relação entre Tensões e Deformações Crítica, de Pico e de Estado
Estacionário ...................................................................................................... 56
4.1.4 Influência das Condições de Deformação (Temperatura de Ensaio e Taxa
de Deformação) nos Parâmetros das Curvas de Escoamento Plástico ........... 58
4.1.4.1 Tensão de Pico ..................................................................................... 68
4.1.4.2 Deformação de Pico ............................................................................. 61
4.1.4.3 Tensão Crítica ...................................................................................... 63
4.1.4.4 Deformação Crítica ............................................................................... 65
4.1.4.5 Tensão e Deformação de Estado Estacionário .................................... 68
4.2 Evolução Microestrutural ............................................................................ 71
4.2.1 Influência das Condições de Deformação no Tamanho de Grão Médio
dos Grãos Recristalizados Dinamicamente ...................................................... 72
4.2.2 Dependência da Proporção de Ferrita com as Condições de Deformação78
4.3 Relação entre o Tamanho do Grão Recristalizado Dinamicamente, a
Tensão de Estado Estacionário e as Condições de Deformação ..................... 81
5 CONCLUSÕES ............................................................................................. 85
xi
6 SUGESTÕES PARA FUTUROS TRABALHOS ............................................ 87
7 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS .............................................................. 89
ANEXO A ........................................................................................................ 101
xii
xiii
ÍNDICE DE TABELAS
Pag.
Tabela 3.1: Composição do material em estudo. ............................................. 29
Tabela 4.1: Coeficientes para as equações da taxa de encruamento vs. tensão
verdadeira para todas as condições de temperatura e taxa de deformação
estudada. ......................................................................................................... 50
Tabela 4.2: Dados obtidos através dos ensaios isotérmicos contínuos. .......... 52
Tabela 4.3: Tamanho médio dos grãos recristalizados dinamicamente e
proporção de ferrita após resfriamento ao ar. ................................................... 72
Tabela 4.4: Valores reais e calculados das constantes Bγ e kγ além do tamanho
de grão recristalizado Dγ. ................................................................................. 84
xiv
xv
ÍNDICE DE FIGURAS
Pag.
Figura 2.1: Ilustração esquemática do ciclo térmico empregado nos ensaios
isotérmicos contínuos. ........................................................................................ 4
Figura 2.2: Dependência da tensão de escoamento plástico com a temperatura
e taxa de deformação. ........................................................................................ 5
Figura 2.3: Representação do estado de tensões atuante na superfície de uma
amostra cilíndrica submetida a um esforço de torção.. ....................................... 6
Figura 2.4: Aço inoxidável austenítico 304 deformado de 900 a 1200°C à taxa
de 5s-1. (a) Curvas de escoamento plástico; (b) Curvas da taxa de encruamento
vs. tensão verdadeira.. ...................................................................................... 11
Figura 2.5: Representação do comportamento da curva θ vs. σ, de uma curva
obtida a 882°C e 1 s-1, para o aço inoxidável austenítico tipo 304. ................. 12
Figura 2.6: Curva tensão-deformação típica de recuperação dinâmica. Primeiro
há um aumento da taxa de deformação, de zero até a taxa imposta ao material.
Depois inicia o escoamento plástico e o encruamento do material. Em seguida
a curva apresenta o estado estacionário onde a geração e a aniquilação de
defeitos possui a mesma taxa.. ......................................................................... 15
Figura 2.7: Representação esquemática da curva de escoamento plástico de
materiais que se recristalizam dinamicamente.................................................. 18
Figura 2.8: Representação esquemática da nucleação de grãos recristalizados
dinamicamente [62]. (a) Distorção caracterizada pela formação de ondulações
acompanhada pela evolução de subcontornos; (b) Contorno de grão
parcialmente cisalhado, conduzindo ao desenvolvimento de deformação local
heterogênea; (c) Protuberância do contorno de grão serrilhado e evolução da
deformação induzindo subcontornos devido ao cisalhamento do contorno de
xvi
grão e/ou rotação do grão, conduzindo a formação de um novo grão
recristalizado dinamicamente. .......................................................................... 19
Figura 2.9: Evolução microestrutural por formação de colares (necklace)
consecutivos, esquematicamente, de acordo com Sellars. (a) Para deformação
abaixo da cε a microestrutura consiste somente de grãos vizinhos sem a
presença de grãos recristalizados dinamicamente; (b) O primeiro colar se forma
nos contornos dos grãos. (c) O segundo colar se forma expandido a
recristalização dinâmica para o interior do grão; (d) e (e) Expansão do volume
de recristalização dinâmica consumindo o interior do grão. (f) Curva de
escoamento correspondente. .......................................................................... 20
Figura 2.10: Esquema da evolução microestrutural caracterizando
recristalização dinâmica. .................................................................................. 21
Figura 2.11: Representação esquemática da transformação de um aço carbono
hipoeutetóide (0,4% C) em resfriamento lento. ................................................ 27
Figura 3.1: Dimensões do corpo de prova. ...................................................... 29
Figura 3.2: Máquina de ensaio de torção a quente. ........................................ 30
Figura 3.3: Forno de radiação infravermelho utilizado para aquecimento das
amostras .......................................................................................................... 31
Figura 3.4: Curva da taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para a
compressão a 900°C e 0,01s-1. ........................................................................ 35
Figura 3.5: Derivada da curva θ vs. σ com respeito à tensão verdadeira,
centralizada no ponto de inflexão. O mínimo em –dθ/dσ representa o ponto
crítico. ............................................................................................................... 36
Figura 3.6: Variação do desvio padrão de n com α para o aço carbono
38MnSiVS5. ..................................................................................................... 38
Figura 4.1: Curvas de escoamento plástico do aço carbono 38MnSiVS5
variando a temperatura de ensaio com as seguintes taxas de deformação: (a)
0,01s-1; (b) 0,1 s-1; (c) 1 s-1 e (d) 10 s-1. ........................................................... 40
Figura 4.2: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios
realizados a 900 °C e 1s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto
mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.2(a). .................... 42
xvii
Figura 4.3: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios
realizados a 1000 °C e 1s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto
mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.3(a). ..................... 43
Figura 4.4: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios
realizados a 1100 °C e 1s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto
mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.4(a). ..................... 44
Figura 4.5: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios
realizados a 1200 °C e 1s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto
mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.5(a). ..................... 45
Figura 4.6: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios
realizados a 900 °C e 10s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto
mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.6(a). ..................... 46
Figura 4.7: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios
realizados a 1000 °C e 10s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto
mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.7(a). ..................... 47
Figura 4.8: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios
realizados a 1100 °C e 10s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto
mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.8(a). ..................... 48
Figura 4.9: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios
realizados a 1200 °C e 10s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto
mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.9(a). ..................... 49
Figura 4.10: Gráfico do Log da taxa de deformação vs. Ln [senh(α.σP)] para o
aço 38MnSiVS5 apresentando linhas paralelas relacionadas a cada
temperatura ...................................................................................................... 53
Figura 4.11: Gráfico de Ln [senh(α.σP)] vs. (1/T x 104 , K) para o aço
38MnSiVS5 apresentando linhas paralelas relacionadas a cada taxa de
deformação ...................................................................................................... 54
Figura 4.12: Ajuste dos dados à equação do seno hiperbólico ........................ 55
Figura 4.13: Relações entre os valores da tensão de pico, da tensão crítica e
da tensão de estado estacionário. ................................................................... 56
Figura 4.14: Relações entre os valores da deformação de pico, da deformação
crítica e da deformação de estado estacionário. ............................................. 57
xviii
Figura 4.15: Dependência da tensão de pico com a temperatura de deformação
para o aço 38MnSiVS5 .................................................................................... 59
Figura 4.16: Dependência da tensão de pico com a taxa de deformação para o
aço 38MnSiVS5 ............................................................................................... 59
Figura 4.17: Relação entre o pico de tensão e o parâmetro de Zener-Hollomon 60
Figura 4.18: Dependência da deformação de pico com a taxa de deformação
para o aço 38MnSiVS5 .................................................................................... 61
Figura 4.19: Relação entre a deformação de pico e o parâmetro Z de Zener-
Hollomon para o aço 38MnSiVS5 .................................................................... 62
Figura 4.20: Dependência da tensão crítica com a temperatura de deformação
para o aço 38MnSiVS5 .................................................................................... 63
Figura 4.21: Dependência da tensão crítica com a taxa de deformação para o
aço 38MnSiVS5 ............................................................................................... 64
Figura 4.22: Relação entre a tensão crítica e o parâmetro Z para o aço
38MnSiVS5 ...................................................................................................... 65
Figura 4.23: Dependência da deformação crítica com a temperatura e a taxa de
deformação para o aço 38MnSiVS5 ................................................................ 66
Figura 4.24: Relação entre a deformação crítica e o parâmetro Z para o aço
38MnSiVS5 ...................................................................................................... 67
Figura 4.25: Influencia da temperatura e da taxa de deformação na tensão de
estado estacionário ......................................................................................... 68
Figura 4.26: Influencia da temperatura e da taxa de deformação na deformação
de estado estacionário .................................................................................... 69
Figura 4.27: Relação entre σS e Z para o aço 38MnSiVS5 ............................. 70
Figura 4.28: Relação entre εS e Z para o aço 38MnSiVS5 .............................. 71
Figura 4.29: Influência da taxa de deformação no tamanho de grão
recristalizado dinamicamente .......................................................................... 73
Figura 4.30: Microestruturas mostrando os grãos austeniticos obtidos através
de ensaios isotérmicos com as seguintes condições de processamento: (a)
900°C e 0,01s-1; (b) 900°C e 0,1 s-1; (c) 900°C e 1 s-1; (d) 900°C e 10 s-1 .. 74
Figura 4.31: Microestruturas mostrando os grãos austeniticos obtidos através
de ensaios isotérmicos com as seguintes condições de processamento: (a)
xix
1100°C e 0,01s-1; (b) 1100°C e 0,1 s-1; (c) 1100°C e 1 s-1; (d) 1100°C e 10 s-1
.......................................................................................................................... 75
Figura 4.32: Influência da temperatura de deformação no tamanho de grão
recristalizado dinamicamente ........................................................................... 76
Figura 4.33: Microestruturas mostrando os grãos austeniticos obtidos através
de ensaios isotérmicos com as seguintes condições de processamento: (a)
0,01s-1 e 900°C; (b) 0,01s-1 e 1000°C; (c) 0,01s-1 e 1100°C; (d) 0,01s-1 e
1200°C ............................................................................................................. 77
Figura 4.34: Microestruturas mostrando os grãos austeniticos obtidos através
de ensaios isotérmicos com as seguintes condições de processamento: (a)
10s-1 e 900°C; (b) 10s-1 e 1000°C; (c) 10s-1 e 1100°C; (d) 10s-1 e 1200°C .. 78
Figura 4.35: Influência da temperatura de ensaio na quantidade de ferrita ..... 79
Figura 4.36: Microestruturas observadas após resfriamento lento até a
temperatura ambiente mostrando a fase ferrita (clara) e a perlita (escura) sob a
seguinte condição de ensaio: temperatura variando de 900°C a 1200°C e taxa
de deformação constante de 0,01 s-1 ............................................................... 80
Figura 4.37: Microestruturas observadas após resfriamento lento até a
temperatura ambiente mostrando a fase ferrita (clara) e a perlita (escura) sob a
seguinte condição de ensaio: temperatura variando de 900°C a 1200°C e taxa
de deformação constante de 10 s-1 .................................................................. 81
Figura 4.38: Relação entre o tamanho de grão médio no estado estacionário e
as condições de deformação ........................................................................... 82
Figura 4.39: Relação entre σS e Dγ para o aço 38MnSiVS5 ............................. 83
xx
xxi
SÍMBOLOS E ABREVIAÇÕES A,α,n, – Constantes dependentes do material
A’,B,p,k,m – Constantes do material
A”,B’,C,D – Constantes para um dado conjunto de condições de deformação
CG – Contorno de grão
CP – Corpo de prova
Do – Tamanho de grão inicial
DRX – Recristalização dinâmica
Dγ – Tamanho de grão recristalizado dinamicamente
M – Torque
m’ – Sensibilidade do material à deformação
MO – Microscopia ótica
n’ – Sensibilidade do material ao encruamento
Qdef – Enegia de ativação aparente
R – Contante dos gases
R’ – Raio útil do corpo de prova
R2 – Coeficiente de correlação
T – Temperatura de ensaio
Z – Parametro de Zener - Hollomon
ε – Deformação verdadeira
εC – Deformação crítica
εP – Deformação de pico
εS – Deformação de estado estacionário
θ – Taxa de encruamento
σ – Tensão verdadeira
σ1 – Tensão de tração
σ3 – Tensão de compressão
σC – Tensão crítica
σP – Tensão de pico
σS – Tensão de estado estacionário
τmáx – Tensão cisalhante máxima
xxii
1 INTRODUÇÃO
O comportamento da trabalhabilidade a quente de aços é geralmente
refletido nas curvas de escoamento que é uma consequência direta das
mudanças microestruturais envolvendo a geração e o rearranjo de
discordâncias e sua absorção por contornos de grão, ou seja, encruamento,
recuperação dinâmica, e a nucleação e crescimento de novos grãos, chamado
de recristalização dinâmica. Este último é um dos mais importantes
mecanismos de amaciamento a temperaturas elevadas podendo produzir
significativa mudança microestrutural e é reconhecido como uma importante
ferramenta para o controle das propriedades dos materiais durante a
conformação industrial.
A recristalização dinâmica é uma das principais características de
metais com moderada e baixa energia de falha de empilhamento, a qual
começa a operar em uma deformação crítica, εc. Após esta deformação, as
curvas de escoamento apresentam um ponto de pico (tensão de pico, σ P, e
deformação de pico, ε P), o qual é associado à evolução da recristalização
dinâmica, e um amaciamento na curva de escoamento seguido por uma região
de estado estacionário. Nesta região a tensão não mais varia com a
deformação podendo ser considerado como um comportamento de equilíbrio
entre os mecanismos de amaciamento e endurecimento.
As temperaturas e as taxas de deformação impostas durante o trabalho
a quente influem diretamente nos mecanismos de encruamento e de
amaciamento. Quando deformados em altas temperaturas, os materiais
metálicos tendem a restaurar as suas propriedades mecânicas com a
recuperação e a recristalização simultaneamente ao encruamento. Altas taxas
de deformação tendem a retardar os processos dinâmicos de amaciamento,
promovendo uma região com grande encruamento. Com isso, o tamanho de
grão recristalizado dinamicamente e a proporção de ferrita após a deformação,
também sofrem influência dos parâmetros de deformação a quente
(temperatura e taxa de deformação).
2
A deformação ao qual a recristalização dinâmica inicia é de importância
considerável na modelagem da conformação a quente, porém, há uma certa
dificuldade em determiná-la, uma vez que a tensão crítica não se revela de
forma nítida nas curvas de escoamento plástico. Desta forma o único indicativo
da ocorrência de recristalização dinâmica é o pico de tensão.
Neste trabalho, pretende-se investigar a influência das condições de
deformação na recristalização dinâmica do aço médio carbono 38MnSiVS5
microligado ao Vanádio utilizado na fabricação de componentes automotivos
como bielas e virabrequins. Este estudo foi realizado utilizando condições
similares às do processamento industrial através de ensaio de torção a quente
visando:
• Caracterizar o comportamento mecânico do aço 38MnSiVS5 através
de curvas de tensão vs. deformação equivalentes em diferentes condições de
temperatura e taxa de deformação utilizando ensaio de torção a quente;
• Determinar a tensão e a deformação crítica referente ao ponto onde a
recristalização dinâmica começa a operar;
• Correlacionar os parâmetros do trabalho a quente com as variações
microestruturais;
• Determinar e avaliar as várias relações constitutivas que prevêem o
comportamento na deformação a quente.
Para facilitar a compreensão do presente trabalho apresenta-se a
seguir a forma como este foi estruturado. No capítulo 2 serão revistos os
conceitos metalúrgicos e termomecânicos associados ao trabalho a quente e
os principais modelos existentes na literatura. No capítulo 3 serão
apresentados os procedimentos experimentais assim como os métodos
desenvolvidos para todos os cálculos. No capítulo 4 serão mostrados os
resultados obtidos a partir de curvas tensão vs. deformação do aço em estudo,
além da discussão destes resultados e, finalmente, no capítulo 5 as conclusões
deste trabalho.
3
2 REVISÃO DA LITERATURA
2.1 Simulação Física
O estudo dos eventos que ocorrem durante o processamento
metalúrgico pode ser realizado utilizando-se equipamentos industriais, plantas
pilotos ou ensaios de laboratório. A utilização de equipamentos padrões de
produção é adequada para o estudo, porém não é economicamente viável
[1,2]. A impossibilidade, e muitas vezes a inconveniência, de se replicar
fielmente ou em menor escala um processo de fabricação levou ao
estabelecimento da prática da simulação física. Nesta prática, utiliza-se um
corpo de prova de dimensões reduzidas, sobre o qual se impõem ciclos
térmicos, mecânicos ou termomecânicos, que reproduzem fielmente os
parâmetros reais de processamento. O equipamento onde se realiza a
simulação deve ser capaz de variar esses parâmetros de modo a abranger
uma larga faixa de valores. Um aspecto importante da simulação é o registro
simultâneo da resposta do material e a associação desse comportamento aos
parâmetros impostos. Também, a microestrutura do material deve ser
examinada após a simulação.
Embora os ensaios de laboratório como o de tração, compressão e
torção não apresentem geometrias de zona de deformação e interação
ferramenta/material similares aos processos industriais, estes ensaios podem
ser utilizados para o estudo do comportamento dos materiais em condições
similares às das operações industriais [3,4].
Há uma ampla variedade de experimentos que podem ser realizados
com um simulador físico. Com maior frequência, realizam-se ensaios
isotérmicos contínuos, ensaios isotérmicos interrompidos com duas
deformações e ensaios com múltiplas deformações em resfriamento contínuo.
Como neste trabalho foi utilizado apenas os ensaios isotérmicos contínuos,
apenas este será explorado à frente.
4
Com esses ensaios determinam-se as curvas de escoamento plástico
dos materiais em diferentes temperaturas e taxas de deformação [5,6]. Os
corpos de prova são aquecidos até temperaturas de solubilização, resfriados
até a temperatura de ensaio e deformados continuamente até a fratura ou até
níveis pré-determinados. O ciclo térmico empregado pode ser visto na Figura
2.1. A Figura 2.2 mostra os efeitos da temperatura e da taxa de deformação
(condições de deformação) na tensão de escoamento plástico.
Figura 2.1: Ilustração esquemática do ciclo térmico empregado nos ensaios
isotérmicos contínuos.
As curvas de escoamento plástico mostradas na Figura 2.2 indicam que
a tensão aumenta com a deformação até alcançar um pico de tensões e
decresce em seguida até um estado estacionário. Este comportamento é típico
de materiais que recristalizam dinamicamente.
5
Figura 2.2: Dependência da tensão de escoamento plástico com a temperatura
e taxa de deformação. [5]
2.2 Ensaio de Torção a Quente
De uma maneira geral, a trabalhabilidade de um metal é definida como
a capacidade de transformá-lo em um produto final, com uma forma especifica,
sem que o material sofra fratura ou resulte em uma microestrutura indesejável.
Diversos fatores, tais como quantidade de deformação, taxa de deformação,
temperatura de ensaio, etc, afetam a trabalhabilidade do material. Assim
sendo, é interessante que se possa investigar a maneira como os aspectos
metalúrgicos e de processamento afetam o comportamento do material durante
a deformação plástica.
De forma geral, um ensaio para o estudo da trabalhabilidade a quente
deve permitir a determinação da resistência e da ductilidade sob condições de
temperatura, deformação e taxas de deformação similares às utilizadas em
operações industriais.
6
Dentre os vários métodos de laboratório que vêm sendo utilizado para
a simulação física do processamento industrial, o teste de torção a quente tem
sido a técnica preferida para ensaiar e otimizar o comportamento de trabalho a
quente, por causa da não ocorrência de instabilidades geométricas durante a
deformação [1,5-15]. Este tipo de ensaio consiste em aplicar um esforço de
torção em uma das extremidades de um corpo de prova enquanto outra
extremidade permanece fixa sendo que no momento da deformação o material
encontra-se aquecido à temperatura desejada para a realização do ensaio.
Como a geometria do corpo de prova varia muito pouco com a torção,
geralmente grandes quantidades de deformação podem ser impostas ao
material, antes que este sofra fratura.
O estado de tensão atuante na superfície de uma amostra cilíndrica
submetida a um esforço de torção está ilustrado na Figura 2.3. As tensões de
tração (σ1) e de compressão (σ3) são iguais, em magnitude, às tensões
cisalhantes máximas (τmáx), e formam um ângulo de 45° com a direção de
atuação destas tensões, ou seja, com o eixo longitudinal da barra cilíndrica. A
tensão atuante no plano normal ao destas tensões (tensão intermediaria - σ2) é
igual a zero. Embora as tensões não variem ao longo da superfície do cilindro,
tanto as tensões quanto as deformações cisalhantes variam com o raio da
barra, assumindo valores máximos na superfície [16]
Figura 2.3: Representação do estado de tensões atuante na superfície de uma
amostra cilíndrica submetida a um esforço de torção.
7
O ensaio de torção a quente possui grandes vantagens [1,8,9,14,15] e
algumas delas estão listadas abaixo:
• Permite a imposição de elevadas deformações sem que haja formação de
instabilidades mecânicas como a estricção;
• Permite a aplicação de taxas de deformação similares às aplicadas em
escala industrial;
• Permite a observação da evolução microestrutural do material ao longo das
etapas de conformação mecânica, pois é possível realizar o resfriamento
rápido da amostra em qualquer etapa do ensaio.
2.3 Fundamentos Metalúrgicos da Deformação a Quente
De uma forma geral, diz-se que uma liga é submetida a trabalho a
quente quando é deformada em uma temperatura e com uma taxa de
deformação tais que tornam-se operantes mecanismos de amaciamento da sua
micro e subestrutura durante a solicitação mecânica. Isto permite que sejam
atingidos altos níveis de deformação.
Entretanto, para metais e ligas metálicas nas condições de trabalho
mecânico em temperaturas elevadas se manifestam mecanismos de aumento
de resistência e/ou de amaciamento, fazendo com que o comportamento final
destes materiais seja o resultado da competição entre estes dois eventos, com
a ativação térmica desempenhando um papel fundamental nos dois casos.
É de importante relevância a ocorrência de mecanismos de difusão,
que frequentemente se manifestam durante o trabalho a morno e a quente.
Estes mecanismos podem alterar sensivelmente o comportamento esperado do
material, atuando na modificação de suas propriedades mecânicas, isto é,
ductilidade e resistência. O aumento de resistência no trabalho a morno e a
quente deve-se à ocorrência do encruamento e a outras formas de bloqueio de
discordâncias como a precipitação, solução sólida e o ancoramento por
contornos de grão. Os mecanismos de amaciamento dependem, geralmente,
8
da possibilidade da ocorrência de recuperação, na qual ocorrem rearranjos,
aniquilamento e modificações morfológicas em pequena escala nos defeitos
cristalinos (pontuais e lineares) e também da ocorrência de recristalização, na
qual ocorre substancial alteração da subestrutura, sendo capaz de influenciar
na microestrutura.
Um fator que influi fortemente na trabalhabilidade a quente de um
material é a estrutura cristalina presente no processamento. O sucesso do
processamento termomecânico depende do controle dos processos de
amaciamento e encruamento que ocorrem durante a deformação do material
[17,18], bem como da temperatura e da taxa de deformação, pois estes
parâmetros variam durante a deformação, o que por sua vez reflete no
comportamento do material sob processamento.
2.4 Mecanismos de Aumento de Resistência
Uma gama extensiva de propriedades é requerida para aços de
Engenharia, para obterem sucesso tanto tecnologicamente quanto
economicamente. O aumento de resistência no trabalho a morno e a quente
deve-se à ocorrência do encruamento e a outras formas de bloqueio de
discordâncias como a precipitação, solução sólida e o refino de grão.
Os contornos de grão fornecem uma fonte de heterogeneidade para a
estrutura de discordâncias uma vez que eles funcionam como barreiras para o
movimento destas. O efeito de barreira do contorno de grão significa que o
excesso de discordâncias de um dado sinal tende a se acumular de um lado do
contorno, com o excesso de sinal oposto do outro lado. Em condições de
trabalho a quente podem acontecer deslizamentos limitados de contornos de
grão e assim relaxando as constrições impostas pelos grãos adjacentes [36].
Uma vez que a proposta do presente trabalho é deformar o material em
elevadas temperaturas e antes disto deixá-lo em um determinado tempo a uma
dada temperatura (encharque) os precipitados não terão influência durante a
9
deformação já que estes estarão completamente dissolvidos, podendo haver
exceções, por exemplo, nos casos de ensaios a 900°C. [19]
2.4.1 Encruamento
Quando um material é deformado a quente ocorre geração de defeitos
cristalinos como discordâncias, lacunas e maclas. O aumento da resistência do
material devido ao aumento da densidade das discordâncias é representado
por seu encruamento. [20]
Sob o ponto de vista microestrutural, o encruamento é caracterizado
pelo aumento da densidade de discordâncias e pelo tipo de arranjo que estes
defeitos apresentam. O encruamento é tanto maior quanto maior for a
dificuldade das discordâncias móveis caminharem e vencerem os campos de
tensão gerados na rede cristalina pelos outros defeitos anteriormente
armazenados. Quando os materiais são deformados plasticamente,
discordâncias são geradas. Com a continuidade da deformação, as
discordâncias movem-se em seus sistemas de deslizamento. As interações
entre estes sistemas e os contornos de grão ou qualquer obstáculo substancial
bloqueiam o deslizamento e criam empilhamentos. Este bloqueio e a geração
de discordâncias continuam até o estágio onde algumas discordâncias
bloqueadas são capazes de evitar e transpor os obstáculos através de
deslizamento cruzado nos planos de deslizamento cruzado [21-23].
A análise do comportamento mecânico na região de encruamento da
curva tensão vs. deformação (Figura 2.4 a) mostra que a inclinação da curva
define a taxa de encruamento, isto é, estabelece o aumento da tensão para
uma dada variação de deformação. A taxa de encruamento, também
denominada coeficiente de encruamento, é representada por [29,30]:
( )∂
∂σθ = •ε T,ε (2.1)
10
Pelo gráfico da taxa de encruamento em função da tensão aplicada
mostrado na Figura 2.4 b, a taxa de encruamento tende a aumentar com a
diminuição da temperatura [5,31-34]. Neste gráfico, segundo o método
sugerido por Ryan e McQueen [28,29], tem-se que as curvas da taxa de
encruamento para todas as condições de temperatura tendem para um valor
comum (θ0) quando σ=0 e consistem em dois distintos segmentos lineares
[24,26,27,37]. Inicialmente a taxa de encruamento diminui linearmente com a
tensão até onde começa a formação de subgrãos (ε≈0,1) [25]. Com a formação
de subgrãos há um desvio na linearidade, onde a curva θ vs. σ muda para uma
baixa inclinação. Finalmente a curva declina para θ=0, correspondendo à
tensão de pico, σP. O ponto de inflexão da curva, localizado logo após o
segundo seguimento linear, corresponde à tensão crítica (σC) que indica o local
onde a recristalização dinâmica começa a operar. Os detalhes deste método foi
explicado [25,29,30,35] e utilizado [5] em outros trabalhos.
A Figura 2.5 é uma representação gráfica de todos os pontos citados
acima, onde as linhas que partem da origem identificam os pontos de início de
formação de subgrãos (3) (ε≈0,1), seu término (2) e o início da recristalização
dinâmica (1) (σC), segundo o método citado no parágrafo anterior [28].
11
(a)
(b)
Figura 2.4: Aço inoxidável austenítico 304 deformado de 900 a 1200°C à taxa
de 5s-1. (a) Curvas de escoamento plástico; (b) Curvas da taxa de encruamento
vs. tensão verdadeira. [5]
12
Figura 2.5: Representação do comportamento da curva θ vs. σ, de uma curva
obtida a 882°C e 1 s-1, para o aço inoxidável austenítico tipo 304. [28]
2.5 Mecanismos de Amaciamento
Os mecanismos de amaciamento dependem, geralmente, da
possibilidade da ocorrência de recuperação, na qual ocorrem rearranjos,
aniquilamento e modificações morfológicas em pequena escala nos defeitos
cristalinos (pontuais e lineares) e também da ocorrência de recristalização, no
qual ocorre substancial alteração da subestrutura, sendo capaz de influenciar
na microestrutura.
Quando um material é deformado a quente, ele está sujeito a diversos
processos de restauração (amaciamento), que podem ocorrer durante ou após
a deformação e, além disso, existe a possibilidade da ocorrência de
13
transformação de fase. Durante a deformação estão ocorrendo
concomitantemente endurecimento e amaciamento dinâmico [17,38-44]. O
amaciamento dinâmico pode ser de dois tipos: recuperação dinâmica e
recristalização dinâmica. Após a deformação, ocorrem processos de
restauração e o consequente amaciamento do material. Existem três diferentes
processos que podem ser responsáveis por este amaciamento: recuperação
estática, recristalização estática e recristalização metadinâmica.
O processo de recuperação estática se inicia imediatamente após a
interrupção da deformação. Quando a quantidade de deformação imposta ao
material for menor que a deformação crítica para o inicio da recristalização
estática, o processo de recuperação estática é o único responsável pela
restauração do material [45]. Caso a deformação imposta exceda este valor
critico, o processo de recuperação ocorre somente durante o período de
incubação (que é o tempo necessário para que se formem os núcleos de
recristalização). Após este período de incubação ocorre a recristalização
estática, que pode restaurar completamente o material [46,49,50].
A temperatura, a quantidade e taxa de deformação e as adições de
elementos microligantes alteram a taxa de recuperação estática. Quanto maior
a temperatura de recozimento, maior será essa taxa; quanto maior for a
quantidade e/ou taxa de deformação, mais rapidamente o processo de
recuperação ocorrerá, devido ao aumento da densidade de discordâncias. A
presença de solutos diminui a energia de falha de empilhamento, dificultando a
recuperação [52].
Quando a deformação em altas temperaturas é interrompida durante a
recristalização dinâmica, muitos núcleos ainda estão presentes dentro do
material, alguns contornos de grão estão migrando e existem regiões livres de
discordâncias. Os contornos continuam a migrar e os núcleos a crescer sem a
necessidade de um período de incubação. O processo de amaciamento que
resulta do crescimento destes núcleos é chamado de recristalização
metadinâmica ou pós-dinâmica. A recristalização metadinâmica não necessita
de tempo de incubação devido ao fato de que ela faz uso dos núcleos
formados pela recristalização dinâmica. Consequentemente, a microestrutura
14
de grãos recristalizados dinamicamente está sujeita a uma rápida mudança
depois do descarregamento e isto resulta em um aumento no tamanho de grão
[47-51].
2.5.1 Recuperação Dinâmica
A recuperação dinâmica ocorre durante o processo de deformação. No
inicio da deformação a quente a densidade de discordâncias aumenta. Ao
mesmo tempo, a aniquilação e o rearranjo dessas discordâncias começam a
acontecer. A continuidade da deformação pode levar a dois caminhos: [53,54]
(i) Em materiais com alta energia de falha de empilhamento as
discordâncias parciais podem facilmente se juntar para escalar ou escorregar
transversalmente. Esse processo é responsável pelo aumento na taxa de
aniquilação de discordâncias, o que resulta na diminuição da taxa de
encruamento. Quando a taxa de aniquilação se iguala a taxa de geração de
discordâncias atinge-se um regime estacionário, no qual a tensão torna-se
constante, ou seja, não mais varia com a deformação. Nesse estagio os grãos
estão deformados, mas os subgrãos se tornam constantes em forma e
tamanho. [17,44]
(ii) Em materiais com baixa energia de falha de empilhamento as
discordâncias parciais caminham longe uma das outras e não podem se juntar
facilmente para se aniquilarem. Por isso, os subgrãos possuem contornos mal
delineados e são de pequeno tamanho. A taxa de aniquilação é menor que a
taxa de geração de discordâncias, de forma que um acúmulo de deformação
vai sendo incorporado ao material durante a conformação. A densidade de
discordâncias aumenta rapidamente com a deformação. Quando um valor
crítico é atingido, a recristalização dinâmica começa a operar.
As curvas da Figura 2.6 mostram o formato típico observado em
materiais que recuperam dinamicamente.
15
Figura 2.6: Curva tensão-deformação típica de recuperação dinâmica. Primeiro
há um aumento da taxa de deformação, de zero até a taxa imposta ao material.
Depois inicia o escoamento plástico e o encruamento do material. Em seguida
a curva apresenta o estado estacionário onde a geração e a aniquilação de
defeitos possui a mesma taxa. [55]
Durante os estágios iniciais da deformação há um aumento da tensão
de escoamento devido à multiplicação e interação das discordâncias.
Entretanto, como a densidade de discordâncias se eleva, a força motriz e a
taxa de recuperação aumentam, facilitando o desenvolvimento de uma
microestrutura com contornos de subgrão de baixo ângulo. Quando há o
equilíbrio dinâmico em que as taxas de geração e de aniquilação de
discordâncias são alcançadas, chega-se ao estado estacionário, que é
caracterizado por manter a tensão constante. No estado estacionário tem-se o
rearranjo contínuo dos contornos de subgrãos com a aniquilação de
16
subcontornos antigos e formação de novos contornos (repoligonização),
mantendo a densidade de discordâncias constante. Isto é facilitado com
maiores níveis de ativação térmica e maior facilidade de produzir deslizamento
transversal e escalagem fazendo com que o tamanho médio dos subgrãos não
varie com a deformação, sendo dependente da temperatura e da taxa de
deformação. Quanto maior a temperatura e menor a taxa de deformação,
maiores serão os subgrãos que serão formados, com menos discordâncias
arranjadas ordenadamente nos contornos, sendo menor a tensão necessária
para deformar o material. [17,28,56,57]. A escalagem e o deslizamento
transversal são acelerados por um aumento da temperatura.
Consequentemente, a taxa de encruamento é mais baixa em temperaturas
elevadas, isto é, para uma deformação constante a tensão de escoamento
diminui. [55-57].
2.5.2 Recristalização Dinâmica
A recristalização é um processo de amaciamento que ocorre com a
nucleação e crescimento de novos grãos, onde grãos deformados são
substituídos por novos grãos livres de deformação. A diferença de densidade
de discordâncias entre a região deformada e a região não deformada é a força-
motriz de todo o processo. Enquanto a recuperação é responsável por,
aproximadamente, 25% do amaciamento do material, a recristalização pode ser
responsável pelos outros 75%. Isso faz com que ela seja o processo de
amaciamento mais importante na laminação controlada de metais.
Analogamente à cinética de recristalização estática, a recristalização
dinâmica só se inicia após o material ter acumulado uma quantidade mínima de
energia interna, associada à presença de defeitos cristalinos (principalmente
discordâncias). A recristalização ocorre através da eliminação de discordâncias
acumuladas na etapa inicial da deformação, originando grãos cristalinos novos,
17
com baixa densidade de discordâncias e, portanto, passíveis de se encruarem
novamente.
Em metais com média e baixa energia de falha de empilhamento, a
recuperação dinâmica é lenta e permite que a densidade de discordâncias
aumente até um nível apreciável. Quando certa densidade crítica for excedida,
novos grãos serão formados durante a deformação. Isto é definido como
recristalização dinâmica.
A recristalização dinâmica é uma forte ferramenta para o controle da
evolução microestrutural e de propriedades mecânicas durante processamento
industrial [10,58-60,84]. Ela atua quando a recuperação dinâmica não é
suficiente para manter a energia armazenada abaixo de um valor crítico. Esse
valor de energia é aquele necessário para o início da nucleação e é atingido
quando se submete o material a uma deformação crítica, εC [61]. Uma curva com comportamento típico de matérias que recristalizam
dinamicamente é mostrada na Figura 2.7, de onde é possível observar que a
tensão aumenta com a deformação até alcançar um pico de tensões e
decresce em seguida até um estado estacionário. Durante a etapa de
encruamento a densidade de discordâncias aumenta com a deformação até
que a energia crítica necessária para o início da recristalização dinâmica seja
alcançada (σC e εC), iniciando-se o processo de nucleação de novos grãos. A
eliminação rápida de discordâncias com a formação e crescimento de novos
grãos ao redor dos contornos dos grãos originais leva a um pico na curva de
escoamento plástico (σP e εP), seguido de um amaciamento rápido até o estado
estacionário (σ S e εS), quando a tensão não mais varia com a deformação.
Neste estágio, a subestrutura de discordâncias é mantida constante com a
atuação conjunta de mecanismos de encruamento e de restauração.
18
Figura 2.7: Representação esquemática da curva de escoamento plástico de
materiais que se recristalizam dinamicamente. [4]
A recristalização dinâmica de uma estrutura inicial com grãos finos
deformados a alta temperatura e/ou a baixa taxa de deformação é precedida
por flutuações na forma do contorno de grão. Nestas condições, mesmo sob
baixa energia armazenada entre os grãos vizinhos, os grãos recristalizados
dinamicamente podem ser nucleados em protuberâncias de alguns contornos
serrilhados acompanhado com a formação de contornos geometricamente
necessários. Serrilhados e protuberâncias são desenvolvidos, e eventualmente
novos grãos são gerados ao longo dos contornos por deformação induzindo o
mecanismo de formação de subgrãos. Esta explanação foi usada por Miura e
Sakai [62] para descrever a nucleação de novos grãos recristalizados
dinamicamente e pode ser representada graficamente de acordo com a Figura
2.8. Estes autores indicaram que o contorno de grão cisalhado ocorre
frequentemente durante o inicio da deformação a quente, conduzindo à
19
evolução dos contornos de grãos serrilhados com deformação local
heterogênea ao longo dos contornos.
Figura 2.8: Representação esquemática da nucleação de grãos recristalizados
dinamicamente [62]. (a) Distorção caracterizada pela formação de ondulações
acompanhada pela evolução de subcontornos; (b) Contorno de grão
parcialmente cisalhado, conduzindo ao desenvolvimento de deformação local
heterogênea; (c) Protuberância do contorno de grão serrilhado e evolução da
deformação induzindo subcontornos devido ao cisalhamento do contorno de
grão e/ou rotação do grão, conduzindo a formação de um novo grão
recristalizado dinamicamente.
Os sítios preferenciais de nucleação de novos grãos são os contornos
dos grãos com alta densidade de discordâncias e o mecanismo de nucleação
atuante é conhecido como “necklace” (colar). Este mecanismo está
representado na Figura 2.9. Partindo deste principio e considerando o fato de o
20
efeito da recristalização dinâmica na evolução microestrutural no material ser
caracterizado pela substituição dos grãos antigos deformados por novos grãos
livres de deformação, uma forma bem clara de observação deste fenômeno
pode ser vista na Figura 2.10.
Figura 2.9: Evolução microestrutural por formação de colares (necklace)
consecutivos, esquematicamente, de acordo com Sellars [63]. (a) Para
deformação abaixo da cε a microestrutura consiste somente de grãos vizinhos
sem a presença de grãos recristalizados dinamicamente; (b) O primeiro colar
se forma nos contornos dos grãos. (c) O segundo colar se forma expandido a
recristalização dinâmica para o interior do grão; (d) e (e) Expansão do volume
de recristalização dinâmica consumindo o interior do grão. (f) Curva de
escoamento correspondente.
21
Figura 2.10: Esquema da evolução microestrutural caracterizando a
recristalização dinâmica. [64]
Após a nucleação, os grãos formados vão caminhando para o interior
do grão em cujos contornos se originaram. A diminuição de energia livre
causada pela eliminação de defeitos compensa o aumento de energia livre
gerado pela criação de área de contornos de grãos. As bandas de deformação
no interior de grãos e subgrãos também atuam como sítios preferenciais de
nucleação dos novos grãos. Conforme a deformação continua, esses grãos
recém formados são alongados à medida que crescem até atingir um valor
crítico de deformação suficiente para que sejam substituídos por novos grãos
através de nova nucleação e crescimento.
Outro aspecto que caracteriza a ocorrência da recristalização dinâmica
nos contornos de grão é o alto valor do ângulo de desorientação (energia do
contorno). Esta dependência está atribuída à diferença na ocorrência do
deslizamento das discordâncias dos contornos serrilhados e empilhados
seguido pelo desenvolvimento de contornos próximo da subestrutura
22
heterogênea das discordâncias. Assim, os novos grãos recristalizados
dinamicamente são nucleados em protuberâncias dos contornos de grãos
serrilhados podendo ser acelerado por qualquer desenvolvimento de
subcontornos com ângulo moderado abaixo da deformação a morno ou durante
a migração do contorno sob deformação a quente (Figura 2.9) [63].
2.5.2.1 Início da Recristalização Dinâmica
A maior dificuldade experimental em detectar o início da
recristalização dinâmica deve-se ao fato da tensão crítica ( ),c cσ ε não se
revelar nitidamente na curva de escoamento plástica permanecendo lisa antes
e após o ponto crítico. Por esta razão, a presença da tensão de pico ( Pσ ) nas
curvas de escoamento com taxa de deformação constante é considerado
frequentemente como único indicativo confiável da existência de recristalização
dinâmica [61,67]. Quando as curvas não apresentam picos de deformação,
geralmente acredita-se que o único mecanismo de amaciamento operante é o
da recuperação dinâmica. Embora o pico na curva de escoamento seja um
bom indicativo da ocorrência da recristalização dinâmica, ela não fornece
informações sobre o inicio da mesma.
O cálculo das condições críticas para o início da recristalização
dinâmica é de interesse considerável para o modelagem dos processos
industriais [4,35,85]. É dependente da composição química do material, do
tamanho de grão antes da deformação e das condições de deformação
(temperatura e taxa de deformação) [4,26,85]. Diversos pesquisadores têm
proposto relações matemáticas para prever o início da recristalização dinâmica.
Como exemplos, Barnett, Hodgson e colaboradores [86] têm identificado a
deformação crítica para início da recristalização dinâmica usando a cinética da
recristalização estática. Do principio básico do modelo de encruamento por
densidade de discordâncias, Gottstein, Formmert e outros [87] também têm
previsto a deformação crítica para início da recristalização dinâmica.
23
Ryan e McQueen [29,30] sugeriram que o inicio da recristalização
dinâmica pode ser identificado através da inclinação das curvas da taxa de
encruamento (θ) vs. tensão de escoamento (σ), que corresponde a um ponto
de inflexão nesta curva, como descrito o item 2.4.1. A taxa de encruamento
convencional é obtida através da derivada da tensão de escoamento e é dada
como ( )•= ∂ ∂ εθ σ ε . Considerações termodinâmicas mostram que as inflexões
nos gráficos θ vs. σ em aço inoxidável austenítico podem designar o início da
recristalização dinâmica [35]. Isto foi subsequentemente confirmado por
observações em outros materiais [68,69].
Alternativamente, Poliak e Jonas [4,35,85] sugeriram o uso do
mínimo no valor absoluto da inclinação do encruamento −δθ δσ , o qual pode
ser calculado dos dados de θ vs. σ e traçados como uma função da tensão.
Neste trabalho, o mínimo nas curvas −δθ δσ σ.vs (onde ( ) 0δ δθ δσ δσ = ) é
termodinamicamente relacionado ao inicio da recristalização dinâmica.
Seguindo esse caminho, a tensão crítica necessária para o início da
recristalização dinâmica pode ser identificada e sua deformação crítica
correspondente pode ser obtida dos dados da curva σ vs. ε.
2.5.2.2 Modelos Matemáticos para a Predição do Comportamento da Recristalização Dinâmica
Em geral, a deformação plástica pode ser vista como a evolução do
material para seu estado estacionário, estado independente da deformação,
indicando um balanço dinâmico entre o encruamento e os mecanismos de
amaciamento. Este estado corresponde a uma taxa de encruamento nula,
descrito pela tensão e deformação de pico. À taxa de deformação constante,
σs e σP são somente função do parâmetro de Zener-Hollomon ( Z ), onde a
dependência é geralmente referida como uma lei do seno hiperbólico, usada
para determinar a energia de ativação associada à tensão de pico que é
esperada ser igual à energia de ativação para a deformação (Qdef). Várias
24
equações empíricas têm sido propostas para descrever o processo de ativação
térmica da deformação a quente. Uma geralmente aceita é a função do seno
hiperbólico, que relaciona as condições de processamento (taxa de
deformação e temperatura de ensaio) e o esforço aplicado, que é descrita pela
relação generalizada do trabalho a quente proposta por Sellars e Tegart [70]:
( )
nQ• defZ =ε .exp = A sinh α.σ PR.T (2.2)
Nesta equação •ε é a taxa de deformação (s-1), Qdef a energia de
ativação aparente para a deformação a quente, R a constante universal dos
gases (8,31 J/mol K), T a temperatura absoluta (K), A e α são dependentes do
material, e σP é a tensão correspondente.
Partindo desta equação, a derivada parcial possibilita determinar a
energia de ativação aparente que é dada pela seguinte ralação:
( )( )
Pdef
lnsinhα.σQ = n.R
1 •T ε
∂∂
(2.3)
De posse do valor da energia de ativação pode-se determinar o
parâmetro Z. Este parâmetro é constante desde que a taxa de deformação e a
temperatura de ensaio sejam constantes. A tensão de escoamento pode ser
conhecida para muitas temperaturas e taxas de deformação uma vez que Z é
calculado. A interdependência entre os parâmetros de escoamento dão
considerável percepção do mecanismo de deformação, pois a relação
exponencial da temperatura é um indicativo do mecanismo termicamente
ativado e o Qdef indica o tipo de mecanismo. Com os valores de Z pode se
estabelecer relações entre as condições de deformação e pontos importantes
da curva de escoamento plástico como, as tensão e deformação de pico, a
tensão e deformação críticas e de estado estacionário.
25
A tensão de pico (σP) é um valor característico das curvas de
escoamento a quente e é comumente associada como um indicativo da
ocorrência da recristalização dinâmica com uma deformação correspondente,
Pε . As relações entre as deformações de pico e crítica, além da tensão de
pico, com o parâmetro Z, através de resultados obtidos para amostras de cobre
e aços inoxidáveis austeníticos [7,19,34,71-75], são mostradas a seguir:
P P
P P 0p kε = B .D .Z (2.4)
C
C Ckε = B .Z (2.5)
P
P Pmσ = A' .Z (2.6)
onde D0 é o tamanho de grão inicial e os valores de A’, B, p, k e m são
constantes do material sendo que p geralmente assume valore igual a 0,5.
A recristalização dinâmica inicia quando a deformação atinge um valor
crítico ( Cε ), que é menor que o valor da deformação de pico ( Pε ). Sendo que
esta diferença pode ser associada ao fato de que os primeiros núcleos
restauram apenas localmente, enquanto o material como um todo continua a
encruar. A expressão abaixo mostra esta relação, onde k é uma constante que
depende do material, ou seja [58,80,81]:
≅ PCε k.ε (2.7)
Foram estabelecidas, também, equações para relacionar a tensão e a
deformação de estado estacionário e o tamanho de grão recristalizado
dinamicamente (medido no estado estacionário) com as condições de
deformação, como mostradas abaixo [15,27,30,73,75-79] :
26
S
S S.mσ = A' Z (2.8)
S S
0S Skpε = B .D .Z (2.9)
γ
γ γ-kD = B .Z (2.10)
Nestas relações A’, B, m, p e k são constantes e D0 é o tamanho de
grão inicial. Finamente, o tamanho de grão austenítico recristalizado
dinamicamente está relacionado com a tensão de estado estacionário segundo
a equação [15]:
γ
γ γSmσ .D = k (2.11)
onde m e k são constantes do material.
2.6 Transformação em Resfriamento Contínuo de um Aço Carbono Hipoeutetóide
Para entender a transformação em resfriamento contínuo do material
em estudo, considera-se o comportamento de um aço carbono que foi
austenitizado e a seguir resfriado lentamente.
Se uma amostra de um aço carbono com 0,4% C (hipoeutetóide) for
aquecida até aproximadamente 900°C (ponto a na Figura 2.11) durante tempo
suficiente, a sua estrutura transforma-se em austenita homogênea. Em
seguida, se o aço for resfriado lentamente até uma temperatura de
aproximadamente 775°C (ponto b), ocorrem nucleação e crescimento de ferrita
pró-eutetóide, principalmente nos contornos de grão da austenita.
27
Figura 2.11: Representação esquemática da transformação de um aço carbono
hipoeutetóide (0,4% C) em resfriamento lento. [82]
Se esta liga for resfriada lentamente da temperatura b até a
temperatura c, a quantidade de ferrita pró-eutetóide formada continua a
aumentar, até que aproximadamente 50% de austenita tenha se transformado.
Neste caso o teor de carbono da austenita restante aumenta de 0,4 para 0,8%;
este aumento dá-se devido ao fato de a ferrita a que está nucleando e
crescendo nos contornos de grãos austeníticos difundir carbono para os
mesmos [83]. Se as condições de resfriamento lento se mantiverem, a
austenita restante transforma-se isotermicamente à temperatura de 723°C em
perlita, através da reação eutetóide: austenita → ferrita + cementita. A ferrita-α
da perlita chama-se ferrita eutetóide para distinguir da ferrita pró-eutetóide que
se forma inicialmente, acima de 723°C [82].
28
29
3 MATERIAIS E MÉTODOS
3.1 Composição do Aço
A fim de estudar a influência das condições de deformação na
recristalização dinâmica fez-se uso de um aço médio carbono microligado ao
Vanádio fornecido pela Krupp, denominado 38MnSiVS5, cuja composição
química encontra-se na Tabela 1.
Tabela 3.1: Composição do material em estudo.
C Si Mn S V Al N Cu Ti
0,38 0,62 1,35 0,055 0,11 0,025 0,013 Max 0,01
O aço foi fornecido na forma de pequenas barras com dimensões de
3x3x15cm. As barras de aço foram usinadas para a confecção dos corpos de
prova. A geometria dos corpos de prova utilizados nos ensaios de torção a
quente está mostrada na Figura 3.1. Na realização dos ensaios, uma das
extremidades dos corpos de prova é presa à máquina por uma rosca, enquanto
a outra é encaixada na garra.
Figura 3.1: Dimensões do corpo de prova.
30
3.2 Máquina de Ensaio de Torção
Os ensaios mecânicos foram realizados utilizando-se uma máquina
horizontal de torção a quente computadorizada. Esse equipamento foi
desenvolvido no Departamento de Engenharia de Materiais da Universidade
Federal de São Carlos e pode ser vista na Figura 3.2. Nesta máquina, os
esforços mecânicos são aplicados por meio de um servomotor com velocidade
variável entre 0 e 1000 rpm. Esses esforços são medidos por uma célula de
carga com capacidade máxima de 100 N/m.
Figura 3.2: Máquina de ensaio de torção a quente.
O eixo da máquina de torção é dividido em duas partes: na
extremidade esquerda está o eixo torçor, o qual contém o motor, uma
embreagem, um freio eletromagnético e um dispositivo ótico. Com esse
dispositivo é possível medir o ângulo de rotação e, consequentemente, a
velocidade imposta pela máquina ao corpo de prova. A extremidade direita
possui um movimento de translação que permite a colocação e a retirada do
corpo de prova. A essa extremidade está acoplada a célula de carga.
31
Os parâmetros de ensaio são: a quantidade de deformação, a taxa de
deformação, a temperatura e o tempo de espera entre passes. Estes
parâmetros são inseridos por meio de um microcomputador que está
interfaceado à máquina de torção.
O aquecimento e o resfriamento dos corpos de prova foram realizados
utilizando-se um forno de aquecimento por radiação infravermelha com
potência máxima de 6 KW, gerada por quatro lâmpadas halógenas. A
programação e o controle da temperatura durante os ensaios foram realizados
por meio de um controlador marca Eurotherm, que permite a execução dos
ensaios à temperatura constante ou impondo-se diferentes taxas de
aquecimento e de resfriamento. A leitura da temperatura durante os ensaios foi
realizada por meio de um termopar Cromel-Alumel, tipo K, inserido próximo à
parte útil do corpo de prova e conectado ao controlador.
Para proteger os corpos de prova da oxidação foi adaptado um tubo de
quartzo passando pelo eixo longitudinal do forno por onde se fez circula um
fluxo contínuo de gás argônio balanceado com 2% de hidrogênio. Esse tubo
tornou possível fazer têmpera nos corpos de prova sem a necessidade de
retirá-los do forno. A Figura 3.3 mostra o forno utilizado e o tubo de quartzo.
Figura 3.3: Forno de radiação infravermelho utilizado para aquecimento das
amostras.
32
Os resultados dos ensaios mecânicos são fornecidos na forma de
curvas de tensão em função da deformação. Essas curvas são obtidas a partir
dos valores do torque e do ângulo de rotação medidos. A tensão equivalente e
a deformação equivalente são calculadas, respectivamente, utilizando-se as
seguintes expressões [88]:
( )3Mσ = 3+ m' + n'eq 32πR (3.1)
R'θε =eq 3L (3.2)
onde M é o torque aplicado, R’ é o raio útil do corpo de prova, L é o
comprimento útil do corpo de prova, θ é o ângulo de rotação e, m e n
representam a sensibilidade do material à taxa de deformação e ao
encruamento, respectivamente.
3.3 Ensaios Isotérmicos Contínuos
Ensaios isotérmicos fornecem dados sobre o comportamento mecânico
do material. Com esse tipo de ensaio foram determinadas as curvas de
escoamento plástico do material em diferentes temperaturas de onde puderam
se determinar os valores da tensão de pico e da deformação crítica para o
início da recristalização dinâmica, bem como a energia de ativação aparente
para a deformação a quente do aço. A Figura 2.1 mostra esquematicamente o
ciclo térmico utilizado nos ensaios isotérmicos.
Os corpos de prova foram aquecidos até 1200°C e mantidos nesta
temperatura por 5 minutos. A seguir foram resfriados com uma taxa média de 2
°C/s até a temperatura de ensaio e mantidos nesta temperatura por 30s para a
homogeneização do material antes do início da deformação propriamente dita.
As temperaturas de ensaio variaram de 900 a 1200°C em intervalos de 100°C.
33
As taxas de deformação utilizadas foram 0,01; 0,1; 1,0; e 10s-1, para cada uma
das temperaturas impostas nos ensaios. Logo após a deformação, os corpos
de prova sofreram dois tipos de resfriamento: um resfriamento lento ao ar para
a determinação da quantidade das fases existentes e um resfriamento rápido
em água para que pudesse ser determinado o tamanho médio dos grãos
austeniticos e assim relacionar os grãos recristalizados dinamicamente aos
parâmetros de deformação.
3.4 Análises Microestruturais
Antes das amostras serem analisadas, elas foram revenidas por 2h a
uma temperatura constante de 530°C para que o carbono pudesse se difundir
para os contornos e, assim, estes serem mais facilmente visualizados.
Utilizou-se de um Microscópio Ótico (MO) Carl Zeiss, modelo Axiotech
ao qual está acoplado uma câmera de vídeo Color View 12 e um
microcomputador com sistema de captura de imagens para as análises da
microestrutura. As imagens obtidas através de MO foram analisadas utilizando
o software AnalySIS Pro FIVE da OLYMPUS de onde foi possível se obter o
tamanho de grão médio da austenita para as amostras temperadas e a
proporção das fases existentes nas amostras que foram resfriadas ao ar. O
diâmetro médio dos grãos austeniticos foi calculado através do diâmetro de
“Feret”, que é definido como o diâmetro de um objeto circular fictício que tem a
mesma área do objeto medido.
Para observar as microestruturas das amostras nas regiões
deformadas via MO, foram utilizadas técnicas convencionais. As amostras
foram cortadas perpendicularmente ao comprimento na região central da parte
útil do corpo de prova (parte central), sendo que o local de observação foi a
região próxima à superfície, paralela ao eixo perpendicular da amostra. Em
seguida foram embutidas com baquelite, lixadas com lixas de granulometria
120, 180, 240, 320, 400, 600, 1000, 1200 e 2000 e polidas com alumina de
granulometria de 1 e 0,5μm. As amostras que foram resfriadas bruscamente
34
em água foram atacadas com uma solução aquosa saturada de ácido pícrico
(C6H3N3O7) com detergente neutro atuando como agente molhante (15 gotas
para 200 ml de solução). As amostras foram imersas no reagente aquecido
(aproximadamente a 90°C) por 50 a 100s, seguindo-se de polimento brando
(alumina 0,5 mm) para melhorar a observação dos contornos de grãos. O
processo de ataque, comentado acima, foi repetido diversas vezes, até que o
resultado fosse satisfatório.
No caso das amostras que foram resfriadas ao ar para observação da
microestrutura ferrita – perlita, o reagente utilizado foi uma solução de Nital 2%,
onde as amostras foram imersas por 5s no reagente. A região de observação
foi a mesma das amostras temperadas.
3.5 Determinação das Tensões Crítica, de Pico e de Estado Estacionário
Os valores das tensões de pico e crítica para a recristalização dinâmica
podem ser determinados dos dados extraídos das curvas de escoamento
plástico. A taxa de encruamento (θ) pode ser calculada pela derivada da tensão
verdadeira em relação à deformação verdadeira. Quando a taxa de
encruamento está relacionada à tensão verdadeira, o ponto de inflexão
representa o início da recristalização dinâmica. Esta técnica requer uma
diferenciação da curva tensão vs. deformação, porém, a presença de ruídos
pode impossibilitar o calculo dessa diferenciação, uma vez que a variação na
derivada de tensão verdadeira pode ser de algumas ordens de magnitude
maiores que o valor médio. Para resolver este problema, as curvas de
escoamento plástico foram derivadas considerando todos os pontos de zero
até a tensão de pico. Os pontos obtidos da diferenciação (θ vs. σ) foram
ajustados a uma equação polinomial de terceira ordem.
O gráfico θ vs. σ, correspondente a uma curva de escoamento plástica,
é mostrado na Figura 3.4 [89]. Quando a curva cruza o eixo das abscissas na
descida, o ponto de cruzamento é o valor encontrado para a tensão de pico.
35
Quando o eixo é novamente cortado (na subida), obtém-se o valor da tensão
de estado estacionário.
Figura 3.4: Curva da taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para a
compressão a 900°C e 0,01s-1. [89]
O ponto de inflexão que representa o início da recristalização dinâmica
pôde ser determinado de forma mais precisa através da diferenciação da curva
θ vs. σ. Em - dθ dσ o ponto critico aparece como um mínimo, da forma como
aparece na Figura 3.5 [89]. Este gráfico precisa ser centralizado no ponto de
inflexão. O ponto mínimo na curva - dθ dσ corresponde ao mesmo ponto de
inflexão da curva θ vs. ε.
36
Figura 3.5: Derivada da curva θ vs. σ em relação à tensão verdadeira
centralizada no ponto de inflexão. O mínimo em –dθ/dσ representa o ponto
crítico. [89]
Na metodologia de Poliak e Jonas [4,35,71,85] e Ryan e McQueen [30]
o início da recristalização dinâmica é associado ao ponto de inflexão na curva θ
vs. σ. Para traçar este tipo de curva foi necessário achar uma equação que se
ajustasse aos dados experimentais desta curva de zero até a tensão de pico. A
equação que mostra o ponto de inflexão é:
3 2θ = A''.σ + B'.σ +C.σ + D (3.3)
onde θ = dσ / dε e A’, B’, C e D são constantes para um dado conjunto de
condições de deformação.
A diferenciação desta equação relacionada à tensão resulta em:
37
2dθ = 3.A'σ + 2B'σ +C
dσ (3.4)
O ponto mínimo desta equação de segunda ordem corresponde à
tensão crítica e é dado por:
2
C C2dθ -B'= 0 6.A'.σ + 2.B' = 0 σ =
3.A'dσ⇒ ⇒ (3.5)
3.6 Calculo da Energia de Ativação
O cálculo da energia de ativação aparente para a deformação a quente
é feito através do ajuste de equações constitutivas que relacionam valores
experimentais da tensão de pico, da temperatura e da taxa de deformação.
Esses parâmetros podem ser ajustados à Equação 2.2. Para
determinar as constantes desta equação foi utilizado um método similar ao
proposto por Uvira e Jonas [90]. Ao invés de tomar algum valor arbitrário da
constante α, foi utilizado um método computacional para determinar o valor de
α que melhor se ajuste à Equação 2.2. Este valor é determinado a partir da
substituição nessa equação dos valores de ε•
e σp, obtidos experimentalmente
para cada temperatura. Com regressão linear determinam-se valores de n
variando o valor de α na faixa de 0,002 até 0,052, com variação de 0,0001 de
forma a varrer uma ampla faixa de valores de α (Figura 3.6).
Traçando-se os valores dos desvios padrões de n em função de α, para
todas as temperaturas e taxas de deformação impostas, vai existir uma
pequena faixa de valores de α em que a constante n independe da
temperatura. O valor de α adequado é o que tem menor desvio padrão de n em
toda a faixa de temperaturas.
Com α e n determinados e considerando a Equação 2.2 com taxa de
deformação constante, traça-se o gráfico Ln(senh(α.σ P)) em função de 1/T, e
através da inclinação média das retas, obtém-se a energia de ativação
38
aparente Qdef. Trçando-se Ln Z vs. Ln(senh(α.σP)), tem-se o valor de Z quando
senh(α.σP) = 1, que corresponde ao valor da constante A. Caso o mesmo
comportamento exista em toda faixa de tensão, isto mostra que a variação da
tensão com a taxa de deformação e temperatura se ajustam à equação seno-
hiperbólico e com isto tem-se o valor da energia de ativação aparente da
deformação a quente. Estes procedimentos foram colocados sob a forma de
um programa de microcomputador [91], em que entrando com os dados
experimentais (T, ε• , σP) e após processamento têm-se os valores de α, n e
Qdef. O ANEXO A apresenta o Algoritmo utilizado para o projeto do programa
para o cálculo da energia de ativação e seus parâmetros.
0,00 0,01 0,02 0,03 0,04 0,05 0,060
1
2
3
Des
vio P
adrã
o de
n
α
Figura 3.6: Variação do desvio padrão de n com α para o aço carbono
38MnSiVS5.
39
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES
4.1 Comportamento Mecânico
Foram realizados ensaios de torção a quente isotérmicos e contínuos
variando a temperatura de ensaio e a taxa de deformação. Através destes
ensaios obtiveram-se as curvas de escoamento plástico, as quais
possibilitaram a observação dos mecanismos de endurecimento e
amaciamento que operam durante os processos de conformação a quente. Os
ensaios foram realizados após permanência do corpo de prova por 5 minutos a
1200°C (temperatura de encharque) visando a dissolução dos precipitados e,
em seguida, resfriamento até a temperatura de ensaio. As temperaturas nas
quais os corpos de prova sofreram deformação foram 900°C, 1000°C, 1100°C
e 1200°C, sendo que nas deformações a 1200°C, os mesmos permaneceram
por 5 minutos na temperatura de encharque e em seguidas foram deformados.
As taxas de deformação utilizadas foram 0.01 s-1, 0.1 s-1, 1 s-1 e 10 s-1.
A Figura 4.1 apresenta as curvas de escoamento plástico obtidas nos
ensaios de torção a quente em condições isotérmicas considerando a mesma
taxa de deformação e variando a temperatura de ensaio. Das curvas mostradas
pode-se observar que o aço 38MnSiVS5 apresenta comportamento típico de
material que recristaliza dinamicamente, onde a tensão aumenta com a
deformação até atingir um valor máximo (pico), diminuindo com a deformação
subsequentemente até um valor intermediário (estado estacionário) entre a
tensão inicial de escoamento plástico e a tensão de pico.
Durante a etapa de encruamento, a densidade de discordâncias
aumenta com a deformação até que a energia crítica necessária para o inicio
da recristalização dinâmica seja alcançada (σC e εC) iniciando-se o processo de
nucleação de novos grãos. A eliminação rápida de discordâncias com a
formação e crescimento de novos grãos ao redor dos contornos de grão
originais leva a um pico na curva de escoamento plástico (σP e εP), seguido de
um amaciamento rápido ate o estado estacionário (σS e εS), quando a tensão
40
não mais varia com a deformação. Nesse estágio, a microestrutura é mantida
constante com a atuação conjunta de mecanismos de encruamento a de
restauração.
0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00
10
20
30
40
50
60
70
80
900,01s-1
1200°C
1100°C
1000°C
Tens
ão (M
Pa)
Deformação
900°C
(a)
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00
20
40
60
80
100
120
140
1100°C
1000°C
Deformação
0,1s-1
900°C
1200°C T
ensã
o (M
Pa)
(b)
0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00
20
40
60
80
100
120
140
160
Ten
são(
MP
a)
Deformação
1200°C
1100°C
1000°C
1s-1
900°C
(c)
0.0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 3.00
20406080
100120140160180200220
1200°C
1100°C
1000°C
Ten
são
(MP
a)
Deformação
10s-1
900°C
(d)
Figura 4.1: Curvas de escoamento plástico do aço carbono 38MnSiVS5
variando a temperatura de ensaio com as seguintes taxas de deformação: (a)
0,01s-1; (b) 0,1 s-1; (c) 1 s-1 e (d) 10 s-1.
41
4.1.1 Determinação das Tensões e Deformações Crítica, de Pico e de Estado Estacionário
A tensão e a deformação críticas podem ser determinadas através dos
dados da curva tensão vs. deformação. A derivada da tensão com relação à
deformação na região da deformação plástica fornece a taxa de encruamento,
θ. Quando o gráfico da taxa de encruamento vs. tensão verdadeira é traçado, o
ponto de inflexão representa o inicio da recristalização dinâmica. Esta técnica
requer a diferenciação da curva tensão vs. deformação, porém, a presença de
ruídos pode impossibilitar esses cálculos. Para resolver este problema, os
dados obtidos das curvas de escoamento foram ajustados a uma equação
polinomial de terceira ordem, considerando os pontos de zero até a tensão de
pico. Sob tal condição, a tensão crítica para o início da recristalização dinâmica
é dada pela relação σC=-B’/3A’, onde A’ e B’ são dois dos quatro coeficientes
da equação de terceira ordem, de acordo com o método descrito no item 3.5.
O ponto de inflexão que representa o início da recristalização dinâmica
pôde ser determinado de forma mais precisa através da diferenciação da curva
θ vs. σ. Em - dθ dσ o ponto critico aparece como um mínimo, da forma como
aparece na Figura 3.5. Este gráfico precisa ser centralizado no ponto de
inflexão e o ponto mínimo na curva - dθ dσ corresponde ao mesmo ponto de
inflexão da curva θ vs. σ. De posse das tensões críticas obtidas por este
método, as suas respectivas deformações críticas puderam ser determinadas
através dos dados das curvas de escoamento correspondente à tesão
encontrada.
Os dados experimentais (θ vs. ε), assim como as equações de terceira
ordem que melhor se ajustam a esses dados são mostrados nas Figuras 4.2a a
4.9a. Todas as equações de terceira ordem obtidas dos dados experimentais
do presente estudo estão apresentadas na Tabela 4.1. As curvas -dθ / dσ , que
correspondem à derivada das equações de terceira ordem, estão mostradas
nas Figuras 4.2b a 4.9b. Nestas é possível observar o ponto mínimo, que
corresponde à tensão crítica para início da recristalização dinâmica.
42
50 75 100 125 1500
200
400
600
800
1000
θ=
dσ/d
ε
σ (MPa)
(a)
20 40 60 80 100 120 140 160 1800
5
10
15
20
25
30 (b)
-dθ/
dσ
σ (MPa)
Figura 4.2: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios
realizados a 900 °C e 1s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto
mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.2(a).
43
40 50 60 70 80 90 100 1100
200
400
600
800
1000
(a)
θ=
dσ/d
ε
σ (MPa)
30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 1300
10
20
30
40
50
60
70
(b)
-dθ/
dσ
σ (MPa)
Figura 4.3: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios
realizados a 1000 °C e 1s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto
mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.3(a).
44
20 30 40 50 60 70 800
200
400
600
800
1000 (a)
θ=
dσ/d
ε
σ (MPa)
10 20 30 40 50 60 70 80 900
20
40
60
80
100 (b)
-dθ/
dσ
σ (MPa)
Figura 4.4: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios
realizados a 1100 °C e 1s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto
mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.4(a).
45
25 30 35 40 45 50 550
100
200
300
400
500
600 (a)
θ=dσ
/dε
σ (MPa)
20 25 30 35 40 45 50 55 600
20
40
60
80
100
120
140
(b)
-dθ/
dσ
σ (MPa)
Figura 4.5: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios
realizados a 1200 °C e 1s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto
mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.5(a).
46
20 40 60 80 100 120 140 160 180 2000
500
1000
1500
2000 (a)
θ=
dσ/d
ε
σ (MPa)
0 30 60 90 120 150 180 210 2400
10
20
30
40
50
60
(b)
-dθ/
dσ
σ (MPa)
Figura 4.6: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios
realizados a 900 °C e 10s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto
mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.6(a).
47
20 40 60 80 100 120 1400
200
400
600
800
1000
1200
(a)
θ=dσ
/dε
σ (MPa)
0 20 40 60 80 100 120 140 160 1800
5
10
15
20
25
30
(b)
-dθ/
dσ
σ (MPa)
Figura 4.7: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios
realizados a 1000 °C e 10s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto
mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.7(a).
48
20 30 40 50 60 70 80 90 100 1100
200
400
600
800 (a)
θ=
dσ/d
ε
σ (MPa)
0 20 40 60 80 100 120 1400
5
10
15
20
25
30
35
(b)
-dθ/
dσ
σ (MPa)
Figura 4.8: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios
realizados a 1100 °C e 10s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto
mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.8(a).
49
20 30 40 50 60 70 80 900
100
200
300
400
500
600
(a)
θ=dσ
/dε
σ (MPa)
20 30 40 50 60 70 80 90 1000
5
10
15
20
25
30
35(b)
-dθ/
dσ
σ (MPa)
Figura 4.9: (a) Taxa de encruamento vs. tensão verdadeira para ensaios
realizados a 1200 °C e 10s-1; (b) Derivada da curva θ vs. σ mostrando o ponto
mínimo para as mesmas condições de ensaio da Figura 4.9(a).
50
Tabela 4.1: Coeficientes para as equações da taxa de encruamento vs. tensão
verdadeira para todas as condições de temperatura e taxa de deformação
estudada.
T(°C) ε•
(s-1) Relação θ/σ
900
0,01 θ = -6x10-4σ3 + 0,13σ2 - 14,92σ + 703,06
0,1 θ = -5,77x10-3σ3 + 1,68σ2 - 166,05σ + 5677,87
1 θ = -1,28x10-3σ3 + 0,51σ2 - 71,20σ + 3558,98
10 θ = -1,45x10-3σ3 + 0,63σ2 - 93,42σ + 5000,42
1000
0,01 θ = -4,88x10-2σ3 + 7,28σ2 - 369,98σ + 6432,23
0,1 θ = -2,83x10-2σ3 + 5,31σ2 - 332,06σ + 7031,31
1 θ = -7,65x10-3σ3 + 2,22σ2 - 219,06σ + 7429,96
10 θ = -8,92x10-4σ3 + 0,33σ2 - 46,20σ + 2447,59
1100
0,01 θ = -4,19x10-2σ3 + 4,17σ2 - 127,58σ + 1121,11
0,1 θ = -3,51x10-2σ3 + 4,38σ2 - 187,40σ + 2810,63
1 θ = -2,5x10-4σ3 + 4,69σ2 - 295,20σ + 6326,57
10 θ = -2,67x10-3σ3 + 0,70σ2 - 65,58σ + 2223,45
1200
0,01 θ = -0,47σ3 + 31,60σ2 - 718,60σ + 5623,63
0,1 θ = -0,12 σ3 + 8,66 σ2 - 207,90σ + 1768,16
1 θ = -0,14σ3 + 18,82σ2 - 837,87σ + 12512,85
10 θ = -7,55x10-3σ3 + 1,51σ2 - 103,52σ + 2515,03
A recristalização dinâmica causa uma inflexão descendente nas curvas
θ vs.σ conduzindo a uma taxa de encruamento negativa. A tensão de pico
corresponde ao valor em que a curva toca o eixo de σ, ou seja, quando a taxa
de encruamento for igual zero (θ=0). Através das curvas θ vs. σ puderam-se
51
determinar as tensões de pico para todas as condições de temperatura e taxas
de deformação estudadas. Estas, também puderam ser determinadas
visualmente através das curvas de escoamento plástico mostradas na Figura
4.1.
A evolução microestrutural dos aços pode ser associada às variações
da taxa de encruamento. Como observado nas Figuras 4.2a a 4.9a
correspondentes à θ vs. σ, a taxa de encruamento decresce com o aumento da
tensão aplicada até atingir o ponto crítico (ponto de inflexão) correspondente à
tensão crítica, local onde a curva se inclina na direção de 0=θ . Neste ponto há
o surgimento de mais um grau de liberdade que, termodinamicamente falando,
representa o início da recristalização dinâmica. Pode ser observado, também,
através destas curvas que: à medida que se aumenta a temperatura há uma
diminuição na tensão crítica para o inicio da recristalização dinâmica, o que
pode estar associado a uma maior mobilidade atômica causada por um
aumento na energia interna do material; e, a taxa de encruamento aumenta
com o aumento da taxa de deformação e a diminuição da temperatura de
ensaio, considerando todas as condições de temperatura e taxas de
deformação utilizadas para este estudo.
De posse dos valores das tensões de pico pôde-se determinar suas
deformações correspondentes aos picos de tensão. Os valores da tensão e da
deformação correspondente ao início do estado estacionário foram
determinados diretamente nas curvas de escoamento plástico.
A tabela 4.2 mostra os valores da temperatura de ensaio (T), taxa de
deformação (ε•
), tensão de pico (σP), tensão crítica (σC), tensão de estado
estacionário (σS), deformação de pico (εP), deformação crítica (εC) e
deformação de estado estacionário (εS).
52
Tabela 4.2: Dados obtidos através dos ensaios isotérmicos contínuos.
T(°C) ε•
(s-1) σp (MPa) σc (MPa) σs (MPa) εp εc εs
900
0,01 83,7 72,4 81,5 0,49 0,23 0,59
0,1 117,0 97,0 104,6 0,64 0,21 1,31
1 142,6 131,7 125,2 0,86 0,39 1,90
10 183,4 144,5 170,7 0,89 0,21 2,17
1000
0,01 51,8 49,8 50,2 0,29 0,19 0,38
0,1 76,5 62,5 67,9 0,44 0,16 1,01
1 104,3 96,2 95,0 0,69 0,27 1,37
10 132,4 122,1 123,0 0,69 0,32 1,74
1100
0,01 35,3 33,2 33,3 0,25 0,15 0,30
0,1 48,2 41,1 43,3 0,29 0,13 0,58
1 75,6 62,2 69,1 0,48 0,16 0,96
10 102,7 87,4 93,3 0,71 0,28 1,51
1200
0,01 26,9 22,4 24,7 0,21 0,11 0,26
0,1 31,0 23,6 27,2 0,22 0,10 0,48
1 51,5 44,5 48,8 0,44 0,15 0,83
10 81,4 66,4 72,4 0,68 0,24 1,37
4.1.2 Cálculo da Energia de Ativação
A Energia de ativação aparente para a deformação a quente (Qdef) é
um parâmetro de grande importância na caracterização do comportamento a
quente de metais, particularmente aços. Na verdade, ela representa a energia
necessária para ativar os mecanismos de amaciamento que atuam no metal
53
que está sendo deformado. A partir da metodologia mostrada no item 3.6 foi
possível calcular a energia de ativação aparente (Qdef) para o aço em estudo.
Os dados referentes aos ensaios isotérmicos contínuos foram analisados de
acordo com a equação constitutiva do seno hiperbólico (Equação 2.2).
A dependência da tensão de pico com a taxa de deformação está
mostrada na Figura 4.10. Esta figura demonstra que a taxa de deformação tem
o mesmo efeito sobre a tensão de pico em cada temperatura, uma vez que as
linhas são paralelas, ou seja, com inclinações iguais a n. O aumento da
distância entre as retas mostra o aumento do efeito da diminuição da
temperatura sobre σP, uma vez que a tensão de pico aumento com a
diminuição de T.
-0,6 -0,4 -0,2 0,0 0,2 0,4 0,6 0,8-3
-2
-1
0
1
2
900°C
Log
(Tax
a de
Def
orm
ação
)
Ln [senh(α..σP)]
1000°C 1100°C 1200°C
Figura 4.10: Gráfico do Log da taxa de deformação vs. Ln [senh(α.σP)] para o
aço 38MnSiVS5 apresentando linhas paralelas relacionadas a cada
temperatura
54
O gráfico de Ln [senh(α.σP)] vs. 1/T esta representado na Figura 4.11 e
mostra linhas paralelas. Através da inclinação média das retas calculou-se a
energia de ativação aparente para o trabalho a quente.
6,5 7,0 7,5 8,0 8,5 9,0-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
0,01s-1
Ln [s
enh(
α.σ P)
]
1/T . 104 (K)
0,1s-1
1s-1 10s-1
Figura 4.11: Gráfico de Ln [senh(α.σP)] vs. (1/T x 104 , K) para o aço
38MnSiVS5 apresentando linhas paralelas relacionadas a cada taxa de
deformação
A relação entre a tensão de pico, a taxa de deformação e a
temperatura foi ajustada conforme a Equação 2.2. Este ajuste pode ser
observado na Figura 4.12 que mostra que os dados estão bem ajustados à
equação, com exceção de um único ponto que se encontra um pouco
deslocado e é referente ao ensaio realizado à temperatura de 1200°C e taxa de
deformação de 0,01, condições críticas de ensaio, o que pode ter influenciado
no resultado. Neste gráfico, quando senh(α.σ P)=1, o valor de Z é 5,5x1015 s-1
que corresponde ao valor da constante A.
55
22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 42
-1,0
-0,5
0,0
0,5
1,0
1,5
2,0
Ln[s
enh(
α.σ P)
]
Ln Z
1200-0,01
Figura 4.12: Ajuste dos dados à equação do seno hiperbólico
O valor calculado para a energia de ativação foi de 358 KJ/mol com
α=0,0133 e n=5,013. Este valor encontrado para Qdef é um valor muito próximo
ao valor de 350 KJ/mol encontrado por Rao e outros [92] utilizando um aço
médio carbono. Yang e colaboradores [93] utilizando um aço microligado
obtiveram uma energia de ativação próxima de 400KJ/mol o qual é um valor
razoável aos valores encontrado para aços microligados e consideravelmente
maior do que para aços C-Mn publicado anteriormente [94,95].
A literatura mostra que a energia de ativação aparente para a
deformação a quente de aços carbono e aços microligados na região
austenítica assume valores entre 300 e 400 KJ/mol, dependendo da
composição química do material [96]. Os parâmetros α e n determinados
através do método proposto por Uvira e Jonas [90] estão em conformidade com
os valores encontrados por outros autores [10,89,97]. Com os dados obtidos
pôde-se reescrever a Equação 2.2 da seguinte forma:
56
( )
• 5,015P
358.000Z =ε .exp = 5,5x10 . senh 0,013.σR.T
(4.1)
4.1.3 Relação entre Tensões e Deformações Crítica, de Pico e de Estado Estacionário
As tensões e deformações críticas e de pico determinadas para o aço
38MnSiVS5 estão mostradas nas Figuras 4.13 e 4.14. Nestas, também estão
representadas as tensões e deformações de estado estacionário que foram
determinadas diretamente das curvas de escoamento plástico. A dependência
dessas tensões e deformações com o parâmetro de Zener – Hollomon (Z) é
também mostrada.
22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 42
40
80
120
160
200
σP
σS=0,91.σP
σC=0,87.σP
σ P,C,
S (M
Pa)
Ln Z
σS
σC
Figura 4.13: Relações entre os valores da tensão de pico, da tensão crítica e
da tensão de estado estacionário.
57
22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 42-3
-2
-1
0
1
2
εCεSS=1,90.εP
εC=0,43.εP
Ln ε S,
P,C
Ln Z
εP
εS
Figura 4.14: Relação entre os valores da deformação de pico, da deformação
crítica e da deformação de início de estado estacionário.
Através destes gráficos foi possível se determinar, considerando todo
intervalo de temperatura e taxa de deformação estudada, a razão média entre
a tensão e a deformação crítica e de pico e os valores encontrados foram:
σC/σP=0,87 e εC/εP=0,43. A razão das tensões está consistente com valores
geralmente encontrados para aços C-Mn que é de 0,8 [4,95,98]. A razão das
deformações encontra-se dentro da faixa de valores observados na literatura
de 0,3 [99] a 0,9 [95,98]. Elwazri e colaboradores [31], trabalhando com aço
alto carbono hipereutetóide, obtiveram 0,51 para a razão das deformações e
0,82 para razão das tensões, valores estes que estão em concordância com os
resultados encontrados para o aço em estudo.
Determinaram-se, também, através destes gráficos, as razões entre a
tensão e a deformação de estado estacionário e a tensão e deformação de
pico: σS/σP=0,91 e εS/εP=1,90. Em estudos recentes [100] Jonas e
colaboradores obtiveram 0,88 para a razão das tensões.
58
4.1.4 Influência das Condições de Deformação (Temperatura de Ensaio e Taxa de Deformação) nos Parâmetros das Curvas de Escoamento Plástico
Estudos mostram que os parâmetros de deformação a quente como a
temperatura de ensaio e a taxa de deformação têm um efeito importante sobre
o comportamento da recristalização dinâmica [31,109,122]. As mudanças
microestruturais em altas taxas de deformação e temperaturas é um parâmetro
importante a ser considerado. Consequentemente, a determinação e a
avaliação de diversas relações constitutivas e parâmetros para a previsão do
comportamento de deformação a quente pode levar à melhoria na
microestrutura de metais, e consequente melhoria nas propriedades mecânicas
que, por sua vez, leva a uma notável redução de custos.
4.1.4.1 Tensão de Pico
As curvas de escoamento plásticas do material em estudo exibem
picos de tensão que são indicativos da ocorrência de recristalização dinâmica.
O efeito que a temperatura e a taxa de deformação causam nesta tensão de
pico esta mostrado nas Figuras 4.15 e 4.16. Pode-se observar que com o
aumento da temperatura há uma diminuição na tensão de pico. Isso se deve ao
fato de o material apresenta uma baixa taxa de encruamento quando
deformado em temperaturas mais altas, como pode ser visto nas curvas
mostradas nas Figura 4.2 a 4.9. Este fato deve-se a uma maior difusividade a
elevadas temperaturas, facilitando, com isso, a escalagem e a aniquilação das
discordâncias, fazendo com que tensões cada vez menores sejam necessárias
para deformar o material. Efeito contrário é observado para a taxa de
deformação, uma vez que quanto maior for esta taxa maior será a tensão de
pico apresentada devido ao aumento na densidade de discordâncias que
ocorre quando o material é deformado em altas taxas, ou seja, o encruamento
é mais evidente nesta situação.
59
900 1000 1100 12000
20
40
60
80
100
120
140
160
180
200
0,01
σ P (M
Pa)
Temperatura (°C)
0,1 1 10
ε•
ε•
(s-1)
Figura 4.15: Dependência da tensão de pico com a temperatura de deformação
para o aço 38MnSiVS5
-6 -4 -2 0 2 40
50
100
150
200
ε•
ε•
1200°C
σ P (M
Pa)
Ln (s-1)
10s-1
1s-1
0,1s-1
0,01s-1
900°C 1000°C 1100°C
Figura 4.16: Dependência da tensão de pico com a taxa de deformação para o
aço 38MnSiVS5
60
Uma relação entre a tensão de pico e o parâmetro Z pode ser
estabelecida segunda a lei de potência mostrada na Equação 2.6. A Figura
4.17 mostra que o aço em estudo obedece esta relação e o valor de σP
aumenta com o aumento de Z, ou seja, diminuindo-se a temperatura e
aumentando a taxa de deformação. Considerando todas as condições de
ensaios realizadas foi obtida a relação a seguir:
P0,143σ = 0,74.Z (4.2)
O valor determinado para mP (0,143) está muito próximo ao encontrado
(mP=0,15) em estudos recentes realizados por Poliak e Jonas [71] utilizando
um aço C-Mn baixo carbono e é visto na figura abaixo que os dados
experimentais ajustam-se à equação sugerida.
22 24 26 28 30 32 34 36 38 40 423,0
3,5
4,0
4,5
5,0
5,5
σP=0,78 . Z0,143
R2=0,98
Ln σ
P (M
Pa)
Ln Z
Figura 4.17: Relação entre o pico de tensão e o parâmetro de Zener-Hollomon
61
4.1.4.2 Deformação de Pico
Os valores da deformação de pico são importantes para estimar as
características da recristalização dinâmica, ou seja, é usada para estimar se a
austenita deformada recristalizou dinamicamente. A deformação de pico
depende das condições de deformação e da microestrutura.
A influência da temperatura e da taxa de deformação no valor da
deformação de pico é similar ao encontrado para o pico de tensão, uma vez
que εP é maior quando a taxa é aumentada e a temperatura diminuída. A
Figura 4.18 mostra a dependência da deformação de pico com as condições de
deformação.
-6 -4 -2 0 2 40,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
900°C
ε•
10s-1
1s-1
0,1s-1
0,01s-1
ε P
Ln (s-1)
1000°C 1100°C1200°C
Figura 4.18: Dependência da deformação de pico com a taxa de deformação
para o aço 38MnSiVS5
Para um determinado aço, o valor da εP depende da temperatura de
deformação, da taxa de deformação e do tamanho de grão, e a expressão
62
normalmente estabelecida para expressar esta dependência é a Equação 2.4
descrita na seção 2.6.2.2. Nesta equação, D0(μm) é o tamanho de grão inicial
austenítico, e Z é o parâmetro de Zener-Hollomon. O valor do tamanho de grão
inicial encontrado para o aço em estudo foi de 112±9,7μm. Os valores dos
expoentes pP e kP e do coeficiente B foram calculados por métodos de
regressão. O valor de pP geralmente assume valor igual 0,5 segundo
resultados obtidos em trabalhos prévios [120,121]. A Figura 4.19 representa
graficamente os resultados da Equação 2.4 para os valores encontrados. Os
resultados foram linearizados e obteve-se a seguinte expressão:
P 0-4 0,5 0,123ε = 8,4x10 .D .Z (4.3)
24 27 30 33 36 39-2,5
-2,0
-1,5
-1,0
-0,5
0,0
0,5
900-10
1200-10
Ln ε P
Ln Z
εP=8,4x10-4.D00,5.Z0,123
R2=0,88
Figura 4.19: Relação entre a deformação de pico e o parâmetro Z de Zener-
Hollomon para o aço 38MnSiVS5
O valor de 0,123 encontrado para o expoente do parâmetro Z está em
conformidade com valores, na faixa de 0,12 – 0,22, reportado por outros
trabalhos [19,28,30,71,72,104,109-113]. O valor do coeficiente B difere de
valores encontrados por alguns autores [19,28,71,109,111,112], possivelmente
63
devido ao tamanho de grão inicial encontrado, que é diferente de um material
para outro.
4.1.4.3 Tensão Crítica
Quando o aço 38MnSiVS5 é deformado em temperaturas elevadas e
baixas taxas de deformação, a tensão crítica diminui de forma considerável.
Quanto maior a temperatura e menor a taxa de deformação, maiores serão os
subgrãos que serão formados. Conforme os subgrãos aumentam em seu
tamanho, eles contêm menos discordâncias e têm em seus contornos um
menor número de discordâncias arranjadas de uma forma mais ordenada e
assim, menor será a tensão necessária para deformar o material. Com isso,
menor será a tensão de pico e consequentemente e tensão crítica.
O efeito que a temperatura e a taxa de deformação têm sobre a tensão
crítica pode ser observada nas Figuras 4.20 e 4.21.
900 1000 1100 12000
40
80
120
160
σ C (M
Pa)
Temperatura (°C)
0,01s-1
0,1s-1
1s-110s-1
Figura 4.20: Dependência da tensão crítica com a temperatura de deformação
para o aço 38MnSiVS5
64
-6 -4 -2 0 20
20
40
60
80
100
120
140
16010s-1
1s-1
0,1s-1
0,01s-1
1200°C1100°C
1000°C
900°C
ε•
ε•
σ C (
MPa
)
Ln (s-1)
Figura 4.21: Dependência da tensão crítica com a taxa de deformação para o
aço 38MnSiVS5
Não existe na literatura uma expressão universal que relacione a
tensão crítica com as condições de deformação (temperatura e taxa de
deformação). No presente trabalho está sendo sugerida uma equação que
segue a seguinte lei de potência: CC C
mσ = A .Z , onde σC é a tensão crítica, Z é
o parâmetro de Zener-Hollomon e AC e mC são constantes determinadas
através de métodos de regressão. A escolha desta equação foi baseada no
modelo sugerido pela a Equação 2.6. Utilizando-se de métodos de regressão, a
seguinte relação foi encontrada:
C0,14σ = 0,75.Z (4.4)
Dos dados obtidos experimentalmente é possível observar que um
aumento no valor de Z provoca um aumento da tensão crítica, o que pode ser
confirmado pela relação sugerida. O objetivo desta relação é avaliar se os
65
dados experimentais estão bem ajustados a esta lei de potência, o que pode
ser comprovado pelo valor de 0,98 encontrado para o coeficiente de correlação
R2 (Figura 4.22). Estatisticamente falando, isso significa que 98% da
variabilidade de σC é explicada por Z.
24 28 32 36 40
3,0
3,5
4,0
4,5
5,0
1200-0,1
Ln σ
c (M
Pa)
Ln Z
σC=0,75.Z0,14
R2=0,98
900-10
Figura 4.22: Relação entre a tensão crítica e o parâmetro Z para o aço
38MnSiVS5
4.1.4.4 Deformação Crítica
Quando a deformação crítica é relacionada com a temperatura e a taxa
de deformação o efeito é semelhante ao encontrado para a tensão crítica, ou
seja, aumentando a taxa ou diminuindo a temperatura obtêm-se valores cada
vez maiores de deformação crítica. O ensaio realizado a 900°C e taxa de
deformação de 10s-1 apresenta um comportamento diferente dos encontrados
para os outros ensaios. Isto pode ser observado na curva de escoamento
66
plástico referente a estas condições de ensaio, onde se vê que houve um
deslocamento do pico de tensão para esquerda, deslocando, também, a
deformação crítica referente ao início da recristalização dinâmica. Este
comportamento pode estar associado a alguma precipitação que poderia
ocorrer a 900°C, porém não pode ser afirmado, já que as curvas dos outros
ensaios realizados a essa mesma temperatura não apresentaram este
comportamento. Isto pode ser foco de estudos posteriores. Este efeito está
representado graficamente na Figura 4.23.
900 1000 1100 12000,0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,01s-1
ε C
Temperatura (°C)
0,1s-1 1s-1
10s-1
Figura 4.23: Dependência da deformação crítica com a temperatura e a taxa de
deformação para o aço 38MnSiVS5
Os valores de εC variaram de 0,10 (para ensaios realizados a 1200°C
com taxa de 0,1s-1) a 0,39 (para ensaios a 900°C e 1 s-1). A Figura 4.24
apresenta o resultado da variação da deformação crítica com a temperatura e a
taxa de deformação. Vê-se nesta figura que a variação de ε C possui uma maior
sensibilidade em baixas temperaturas e altas taxas de deformação, ou seja,
67
quanto maior o valor de Z maior será a deformação crítica. Os resultados
demonstram estar em concordância com os resultados obtidos por outros
autores [31,107] que variaram de aproximadamente 0,15 (1100°C e 0,01 s-1) e
0,31 (950°C e 1 s-1), enquanto que os resultados encontrados
experimentalmente para o aço 38MnSiVS5 foram de 0,15 (1100°C e 0,01 s-1) e
0,39 (900°C e 1 s-1), respectivamente.
24 26 28 30 32 34 36 38 40
-2,0
-1,9
-1,8
-1,7
-1,6
-1,5
1200-0,1
900-10
1200-10
εC=0,22.(Z/A)0,04
R2=0,90
Ln ε C
Ln Z
Figura 4.24: Relação entre a deformação crítica e o parâmetro Z para o aço
38MnSiVS5
Os valores de εC foram descritos em função do parâmetro Z de acordo
com a seguinte lei de potência:
C0,04ε = 0,22.Z (4.5)
O valor de 0,04 para o expoente de Z encontra-se um pouco abaixo
dos valores encontrados na literatura em outros trabalhos [34,107], porém,
ainda não se estabeleceu faixas de valores para esta relação e existe uma
carência na literatura a respeito deste valor. Nota-se também, que alguns
68
pontos encontram-se fora da curva de ajuste. Estes pontos foram obtidos em
ensaios realizados em condições críticas, ou seja, alta temperatura e baixa
taxa além de alta taxa e baixa temperatura.
4.1.4.5 Tensão e Deformação de Estado Estacionário
Nos ensaios aqui realizados, a tensão de escoamento plástico
aumentou com a deformação até um valor máximo. A partir deste ponto, como
resultado da recristalização dinâmica observou-se uma queda da tensão para
um valor intermediário, entre a tensão de inicio de escoamento plástico e a
tensão de pico, denominada tensão de estado estacionário (σS).
Os gráficos da Figura 4.25 e 4.26 mostram a influência que a
temperatura de ensaio e a taxa de deformação têm sobre a tensão e a
deformação de estado estacionário, respectivamente.
900 1000 1100 12000
40
80
120
160
σ s (MPa
)
Temperature (°C)
0,01s-1
0,1s-1
1s-1
10s-1
Figura 4.25: Influencia da temperatura e da taxa de deformação na tensão de
estado estacionário
69
Dos resultados apresentados, observa-se que os valores de σS e εS
diminuem com o aumento da temperatura e diminuição na taxa de deformação,
uma vez que serão necessárias tensões cada vez menores para deformar o
material devido a uma maior difusividade a elevadas temperaturas, facilitando,
com isso, a escalagem e a aniquilação das discordâncias. Em baixas taxas de
deformação, a densidade de discordâncias é menor e como isso menor será a
taxa de encruamento (aumento da tensão por uma dada variação da
deformação). Nas curvas de escoamento plástico mostradas na Figura 4.1 este
efeito pode ser observado claramente.
900 1000 1100 12000,0
0,5
1,0
1,5
2,0
2,5
0,01s-1
0,1s-1
1s-1
ε S
Temperatura (°C)
10s-1
Figura 4.26: Influencia da temperatura e da taxa de deformação na deformação
de estado estacionário
A tensão de estado estacionário depende do parâmetro Z segundo a
Equação 2.8 mostrada na seção 2.6.2.2. Os valores encontrados para AS e mS,
através de métodos de regressão foram de 0,8 e 0,14, respectivamente. Com
os valores experimentais ajustados a esta relação obteve-se a seguinte
equação:
70
S0,14σ = 0,8.Z (4.6)
Estes resultados apresentam a mesma ordem de grandeza dos dados
da literatura para aços inoxidáveis [79,114] e esta relação está apresentada na
Figura 4.27.
24 26 28 30 32 34 36 38 403,0
3,5
4,0
4,5
5,0
Ln σ
S (M
Pa)
Ln Z
900-10σS=0,8.Z0,14
R2=0,97
Figura 4.27: Relação entre σS e Z para o aço 38MnSiVS5
Quando o estado estacionário é alcançado, a subestrutura de
discordâncias é mantida constante com a atuação conjunta de mecanismos de
encruamento e de amaciamento (recuperação e recristalização dinâmica).
Neste estágio os tamanhos de grão recristalizado dinamicamente assim como
a densidade de discordâncias não mais variam com a deformação.
Uma equação foi estabelecida para relacionar o efeito que as
condições de deformação têm sobre a tensão de estado estacionário. Esta
relação é do tipo: S S0S Sp kε = B .D .Z . Dela é possível observar que o valor desta
tensão aumenta com Z, ou seja, quanto maior for a taxa de deformação e
71
menor a temperatura de ensaio. O valor do expoente pS foi considerado como
sendo 0,5. A seguinte lei de potência foi extraída dos dados experimentais:
0S-4 0,5 0,16ε = 4,86x10 .D .Z (4.7)
Os valores encontrados para BS e kS estão em perfeita concordância
com dados extraídos de trabalho prévio [119] e os dados experimentais estão
bem ajustados á esta equação. A Figura 4.28 mostra esta relação.
24 26 28 30 32 34 36 38 40-1,5
-1,0
-0,5
0,0
0,5
1,0
Ln ε S
Ln Z
εS=4,86x10-4.D00,5.Z0,16
R2=0,89
Figura 4.28: Relação entre εS e Z para o aço 38MnSiVS5
4.2 Evolução Microestrutural
Na Tabela 4.3 estão apresentados os valores dos tamanhos médios
dos grãos austeníticos recristalizados dinamicamente em amostras resfriadas
bruscamente após deformação a quente. Também, são apresentados os
valores médios da proporção de ferrita medidos em amostras deformadas a
quente e resfriadas ao ar após a deformação.
72
Tabela 4.3: Tamanho médio dos grãos recristalizados dinamicamente e
proporção de ferrita após resfriamento ao ar.
T(°C) ε•
(s-1) Dγ (μm) %α
900
0,01 12,5 ±4,4 37,0 ±3,2
0,1 9,9 ±3,7 39,3 ±2,0
1 8,6 ±3,3 48,0 ±2,3
10 7,7 ±3,6 34,6 ±4,2
1000
0,01 24,5 ±9,8 27,3 ±1,6
0,1 19,5 ±6,7 33,3 ±3,1
1 14,8 ±5,5 42,2 ±3,5
10 11,6 ±4,6 29,5 ±1,4
1100
0,01 31,5 ±12,3 21,9 ±2,3
0,1 24,3 ±8,0 20,0 ±1,8
1 19,8 ±6,7 24,4 ±1,5
10 15,5 ±6,2 20,6 ±2,6
1200
0,01 48,2 ±17,7 12,2 ±2,3
0,1 31,0 ±10,9 11,5 ±1,2
1 27,5 ±11,8 15,2 ± 3,5
10 18,8 ±7,7 12,7 ±1,3
4.2.1 Influência das Condições de Deformação no Tamanho Médio dos Grãos Recristalizados Dinamicamente
Quando o material é submetido a taxas de deformação elevadas, o
tamanho de grão recristalizado dinamicamente (Dγ) diminui, visto que o
73
crescimento destes grãos é limitado pelo encruamento dentro dos mesmos.
Isso, porque com o aumento da taxa de deformação aumenta-se a taxa de
encruamento devido à elevação na densidade de discordâncias, o que vai
gerar um acúmulo destas até que a energia crítica seja suficiente para iniciar o
processo de nucleação de novos grãos em torno dos contornos de grão
originais [79]. A influência que a taxa de deformação tem sobre Dγ pode ser
vista na Figura 4.29
-4 -2 0 2 40
10
20
30
40
50
ε•
Tam
anho
de
Grã
o Au
sten
itico
Dγ (
µm)
Ln (s-1)
900°C1000°C1100°C1200°C
10s-11s-10,1s-10,01s-1
Figura 4.29: Influência da taxa de deformação no tamanho de grão
recristalizado dinamicamente
As Figuras 4.30 e 4.31 mostram dois conjuntos de micrografias obtidas
após resfriamento rápido em água (têmpera), representando a evolução
microestrutural encontrada em ensaios realizados com a mesma temperatura e
várias taxa de deformação. As microestruturas mostradas nestas figuras são
compostas de uma matriz austenítica com grãos equiaxiais. O tamanho de grão
médio calculado para o ensaio realizado a 900°C com taxa de 0,01s-1 foi de
12,5±4,4 μm, enquanto que para condições de ensaios a 900°C e 10 s -1
encontrou-se 7,7±3,6 μm, os quais são valores relativamente pequenos quando
74
comparados com o tamanho de grão medidos inicialmente em amostras do aço
38MnSiVS5 que foi de 112±9,7μm.
(a)900°C - 0,01s-1 (b)900°C - 0,1 s-1
(c)900°C - 1 s-1 (d)900°C - 10 s-1
Figura 4.30: Microestruturas mostrando os grãos austeniticos obtidos através
de ensaios isotérmicos com as seguintes condições de processamento: (a)
900°C e 0,01s-1; (b) 900°C e 0,1 s-1; (c) 900°C e 1 s-1; (d) 900°C e 10 s-1
Os tamanhos de grão encontrados em ensaios realizados a 1100°C e
0,01s-1 e a 1100°C - 10 s-1 foram respectivamente 31,5±12,4 μm e 15,5±6,2
μm. Na Figura 4.33(c) observa-se que embora os grãos maiores (42,7 μm)
sejam equiaxiais, existem grãos relativamente pequenos (6,8 μm) na matriz
75
austenítica, o que explica os valores elevados dos desvios padrões que se
apresentam com aproximadamente 1/3 do valor encontrado para o tamanho de
grão médio.
(a)1100°C - 0,01s-1 (b)1100°C - 0,1 s-1
(c)1100°C - 1 s-1 (d)1100°C - 10 s-1
Figura 4.31: Microestruturas mostrando os grãos austeniticos obtidos através
de ensaios isotérmicos com as seguintes condições de processamento: (a)
1100°C e 0,01s-1; (b) 1100°C e 0,1 s-1; (c) 1100°C e 1 s-1; (d) 1100°C e 10 s-1
Quando a temperatura de ensaio é elevada há um aumento no
tamanho de grão, como pode ser observado na Figura 4.32, a qual mostra o
comportamento do tamanho de grão austenítico em função da temperatura de
76
ensaio. Isto pode ser associado ao aumento da taxa de difusão em função do
aumento da temperatura. Quando o material é deformado com taxa de
deformação de 0,01s-1, o material fica durante um determinado tempo
submetido a uma dada temperatura devido à baixa velocidade durante a
deformação. Isto contribui para que os tamanhos de grãos dos ensaios
realizados a 1200°C e taxa de 0,01s-1, sejam os maiores grãos encontrados,
considerando todas as temperaturas e taxas de deformações utilizadas durante
os ensaios.
900 1000 1100 12000
10
20
30
40
50
Tam
anho
de
Grã
o Au
sten
itico
Dγ (
µm)
Temperatura (°C)
10s-1
1s-1
0,1s-1
0,01s-1
Figura 4.32: Influência da temperatura de deformação no tamanho de grão
recristalizado dinamicamente
Comparando o tamanho de grão calculado medido no ensaio realizado
a 1200°C e 0,01s-1 (maior medida de tamanho de grão médio em todas as
condições de ensaio realizadas) que foi de 48,2±17,7 μm com o tamanho de
grão inicial de 112±9,7μm, observa-se que ainda nessas condições o tamanho
do grão sofreu uma redução considerável. As Figuras 4.33 e 4.34 mostram a
evolução microestrutural obtida com ensaios realizados à taxa de deformação
77
constante e várias temperaturas e é observado claramente o aumento do
tamanho de grão com o aumento da temperatura nos ensaio tanto para taxa de
deformação de 0,01 s-1, quanto para taxa de 10 s-1.
(a) 0,01s-1 - 900°C (b) 0,01s-1 - 1000°C
(c) 0,01s-1 - 1100°C (d) 0,01s-1 - 1200°C
Figura 4.33: Microestruturas mostrando os grãos austeniticos obtidos através
de ensaios isotérmicos com as seguintes condições de processamento: (a)
0,01s-1 e 900°C; (b) 0,01s-1 e 1000°C; (c) 0,01s-1 e 1100°C; (d) 0,01s-1 e
1200°C
78
(a) 10s-1 - 900°C (b) 10s-1 - 1000°C
(c) 10s-1 - 1100°C (d) 10s-1 - 1200°C
Figura 4.34: Microestruturas mostrando os grãos austeniticos obtidos através
de ensaios isotérmicos com as seguintes condições de processamento: (a)
10s-1 e 900°C; (b) 10s-1 e 1000°C; (c) 10s-1 e 1100°C; (d) 10s-1 e 1200°C
4.2.2 Dependência da Proporção de Ferrita com as Condições de Deformação
Quando as amostras ensaiadas são resfriadas lentamente ao ar, a
microestrutura é composta por ferrita proeutetóide (aquela que se forma antes
79
do eutetóide) e perlita. A Figura 4.35 mostra a influência que a temperatura de
ensaio tem sobre o percentual de ferrita e o que se pode observar é que a
quantidade de ferrita diminui consideravelmente com o aumento da
temperatura de ensaio. Este efeito pode ser observado para todas as
condições de temperatura e taxa de deformação como visto nas Figuras 4.36 e
4.37 que mostram microestruturas considerando a mesma taxa de deformação
e várias temperaturas de ensaio. Isto se deve ao fato de os grãos serem
maiores quanto maior for a temperatura a que o material é deformado. Como
os sítios preferências para nucleação de ferrita são os contornos de grão
[101,102], quanto maiores forem os grãos austeniticos, logo após a
deformação, menor será a fração de ferrita observada. Na microestrutura, a
ferrita é representada pela fase clara e a perlita pela fase escura.
900 1000 1100 120010
20
30
40
50
0,01
% F
errit
e
Temperature (°C)
0,1
1
(s-1) ε
•
10
Figura 4.35: Influência da temperatura de ensaio na quantidade de ferrita
80
(a)900°C - 0,01s-1 (b)1000°C - 0,01 s-1
(c)1100°C - 0,01 s-1 (d)1200°C - 0,01 s-1
Figura 4.36: Microestruturas observadas após resfriamento lento até a
temperatura ambiente mostrando a fase ferrita (clara) e a perlita (escura) sob a
seguinte condição de ensaio: temperatura variando de 900°C a 1200°C e taxa
de deformação constante de 0,01 s-1
81
(a)900°C - 10s-1
(b)1000°C - 10s-1
(c)1100°C - 10s-1
(d)1200°C - 10s-1
Figura 4.37: Microestruturas observadas após resfriamento lento até a
temperatura ambiente mostrando a fase ferrita (clara) e a perlita (escura) sob a
seguinte condição de ensaio: temperatura variando de 900°C a 1200°C e taxa
de deformação constante de 10 s-1
4.3 Relação entre o Tamanho do Grão Recristalizado Dinamicamente, a Tensão de Estado Estacionário e as Condições de Deformação
Foi sugerido por Sah e outros [79], que o crescimento dos grãos
recristalizados dinamicamente é limitado pelo encruamento dentro do grão, o
82
qual é menor em baixas temperaturas de ensaio e altas taxas de deformação,
ou seja, altos valores de Z. Então, as microestruturas das amostras
deformadas sob altas condições de Z são mais finas do que as amostras
deformadas sob baixos valores de Z. O tamanho de grão recristalizado é
frequentemente determinado como uma lei de potência em função do
parâmetro Z (Equação 2.10) [103]. A Figura 4.38 mostra essa relação para o
aço 38MnSiVS5 sob todas as condições de trabalho estabelecidas. O valor de
0,13 encontrado para kγ é um valor próximo aos resultados obtidos por outros
autores [32,104-107] e encontra-se na faixa de valores (0,12< kγ <0,3)
recomendada pela literatura [108]. A seguinte relação foi obtida:
γ3 -0,13D =1x10 .Z (4.8)
24 26 28 30 32 34 36 38 40
2,0
2,5
3,0
3,5
4,0
900-0,1
Dγ = 1x103 . Z - 0,13
R2=0,90
Ln D
y (µ
m)
Ln Z
900-0,01
Figura 4.38: Relação entre o tamanho de grão médio no estado estacionário e
as condições de deformação
A dependência do tamanho do grão austenítico com a tensão de
estado estacionário equivalente é mostrada na Figura 4.39. É visto que
83
maiores valores de σS conduzem a tamanhos de grão pequenos. Uma vez que
altos valores de σS são observados em experimentos conduzidos em altas
taxas de deformação e baixas temperaturas de ensaio, um maior refinamento
de grão pode ser atingido nestas condições. É bem estabelecido que o
tamanho de grão médio no regime de estado estacionário não muda com o
aumento da deformação [74,115,116]. Além disso, para uma gama muito
grande de materiais, o tamanho de grão recristalizado dinamicamente (Dγ)
pode ser relacionado com a tensão de estado estacionário (σ S) pela seguinte
lei de potencia: m
Sσ .D = Kγγ γ [103], onde os valores de mγ e kγ são constantes.
Utilizando-se de analises de regressão, a seguinte relação foi obtida:
γS3 -0,98σ =1,1x10 .D (4.9)
2,0 2,5 3,0 3,5 4,02,5
3,0
3,5
4,0
4,5
5,0
5,5
σS=1,1x103 .Dγ- 0,98
R2=0,92
Ln σ
S
Ln Dγ (µm)
1200-0,1
Figura 4.39: Relação entre σS e Dγ para o aço 38MnSiVS5.
Em estudos recentes, Liqiang e outros [109] obtiveram mγ igual a 0,724
em um aço microligado Nb-Ti. O valor de mγ (0,98) obtido neste trabalho
84
encontra-se na faixa de valores encontrada na literatura (0,4< mγ <1,0) [103] e
está em concordância com os valores encontrados em outros trabalhos,
[107,117-119].Os dados experimentais estão bem ajustados à relação.
Para investigar a consistência dos dados obtidos neste trabalho foram
feitos dois testes. No primeiro considerou-se o tamanho de grão medido após a
deformação a quente para o ensaio realizado a 900°C e taxa de deformação de
0,01s-1. Nestas condições, o valor de Dγ medido é de 10,5μm. Aplicando este
valor às Equações 4.6, 4.8 e 4.9, um tamanho de grão igual a 10,9μm é obtido,
o que evidencia uma boa concordância entre os valores experimentais e os
valores calculados através dos modelos teóricos propostos, o qual representa
um percentual de erro de aproximadamente 3,8%, que é um valor pequeno
levando-se em conta a amplitude observada nas medidas dos tamanhos de
grão. No segundo teste foi feito uma relação entre as equações 4.6 e 4.9.
Desta relação foi encontrada a seguinte equação:
γ3 -0,14D =1,6x10 .Z (4.10)
Comparando a Equação 4.8 com a Equação 4.10 observa-se que os
valores de Bγ e kγ apresentam uma boa concordância, levando-se a concluir
que os dados obtidos neste trabalho são consistentes. Para uma melhor
observação destes valores, a Tabela 4.4 foi construída.
Tabela 4.4: Valores experimentais e calculados (através dos modelos teóricos
propostos) das constantes Bγ e kγ além do tamanho de grão recristalizado Dγ.
Bγ kγ Dγ (μm)
Valores
Experimentais 1x103 0,13 10,5
Valores
Calculados 1,6x103 0,14 10,9
85
5 CONCLUSÕES
• As curvas de escoamento plástico medidas das amostras do aço
38MnSiVS5 têm um comportamento típico de materiais que amaciam
por recristalização dinâmica. A energia de ativação aparente foi
determinada por analises de regressão e encontrou-se um valor de
aproximadamente 358 KJ/mol indicando que o material comporta-se
como aço carbono;
• A dependência da tensão de estado estacionário com a temperatura e a
taxa de deformação é descrita por uma relação do tipo 0,14Sσ = 0,8.Z , de
onde é possível observar que a tensão de estado estacionário aumenta
com aumento da taxa de deformação e diminuição da temperatura de
ensaio;
• A relação entre o tamanho de grão médio e a tensão de estado
estacionário é de acordo com a equação σS = 1,1x103. Dγ- 0,98.
• A equação que relaciona o tamanho de grão recristalizado
dinamicamente com o parâmetro Z é Dγ = 1x103. Z-013, ou seja, quanto
maior o valor de Z (maiores taxas de deformação e menores
temperaturas de ensaio), menor será o tamanho médio do grão
recristalizado.
• Tomando por base um valor experimental de Dγ igual a 10,5μm medido
após ensaio a 900°C e 0,01s-1 e relacionando este valor às Equações
4.6, 4.8 e 4.9, um tamanho de grão igual a 10,9μm é obtido, o que
sugere que a partir destas equações, para o aço em estudo, pode-se
prever a microestrutura final recristalizada considerando dados obtidos
em ensaios de torção a quente. Para estes resultados, é encontrado um
erro percentual de apenas 3,8%.
86
• Baseando-se no modelo sugerido para a Equação 2.6 foi proposto neste
trabalho que a tensão crítica, quando relacionada ao parâmetro de
Zener-Hollomon (Z), obedece a seguinte lei de potência:
C0,14σ = 0,75.Z
87
6 SUGESTÕES PARA FUTUROS TRABALHOS
• Determinar a cinética de amaciamento, sob condições de trabalho a
quente, do aço 38MnSiVS5;
• Estudar a trabalhabilidade a quente do aço 38MnSiVS5 em condições de
deformação a morno, ou seja, temperaturas entre 700 e 900°C,
aproximadamente.
88
89
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101
ANEXO A
Algoritmo utilizado para o projeto do programa utilizado no cálculo da
energia de ativação e seus parâmetros [91].