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UFOP - CETEC - UEMG

REDEMATREDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS

UFOP – CETEC – UEMG

Dissertação de Mestrado

"Efeito do processamento termomecânico na

resistência à fadiga de um aço IF"

Autor: Joani Genelhu Corrêa Júnior

Orientador: Prof. Dr. Leonardo Barbosa Godefroid

Dezembro 2012

UFOP - CETEC - UEMG

REDEMATREDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS

UFOP – CETEC – UEMG

Joani Genelhu Corrêa Júnior

"Efeito do processamento termomecânico na resistência à fadiga

de um aço IF"

Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa de

Pós-Graduação em Engenharia de Materiais da

REDEMAT, como parte integrante dos requisitos para a

obtenção do título de Mestre em Engenharia de

Materiais.

Área de concentração: Análise e Seleção de Materiais

Orientador: Prof. Dr. Leonardo Barbosa Godefroid

Ouro Preto, dezembro de 2012

i

“Aos meus queridos pais Joani e Vera”

ii

Agradecimentos

O desenvolvimento deste trabalho só foi possível com a participação de pessoas que

direta ou indiretamente colaboraram para o bom andamento das atividades ao longo de todo o

processo e é por isso que deixo aqui uma pequena homenagem àqueles que foram tão

especiais.

Agradeço primeiramente a Deus, por proporcionar-me saúde, paciência,

inteligência e acima de tudo por não me deixar desistir em momentos difíceis, tendo

assim, persistência para vencer este obstáculo.

Agradeço ao Prof. Dr. Leonardo Barbosa Godefroid, por ser um orientador

dedicado e incentivador.

À ArcelorMittal por ceder o material para a realização deste trabalho. E em

especial aos engenheiros Luciano José dos Reis e Marcos Meyer Machado pelo grande

apoio.

Aos funcionários do DEMET, em especial ao Sidney, ao Graciliano, ao Paulo

e a Ivete, que sempre estiveram dispostos a ajudar e a colaborar para o bom

desenvolvimento desta pesquisa;

À REDEMAT, pelo apoio sempre concedido. Em especial à Ana (secretária da

REDEMAT) por ser sempre atenciosa e compreensiva.

Ao professor Dr. André Barros Cota, por estar sempre disposto a ajudar.

Agradeço aos membros da banca examinadora que aceitaram participar e

contribuir para a melhora da versão final deste trabalho;

Agradeço, com muito amor e muito carinho, aos meus pais Joani Genelhu

Corrêa e Vera Lúcia Soares Genelhu; aos meus irmãos Álex, Andreza e Michelle e a

todos os familiares, por todo apoio concedido;

Um agradecimento especial à minha querida noiva Maria Leonor, que com

muito amor e carinho me incentivou no decorrer de todo esse tempo.

Agradeço ao CDTN/CNEN pelo auxilio durante a realização da análise de

fratura.

iii

Sumário

Resumo.....................................................................................................................................................v

Abstract ...................................................................................................................................................vi

Lista de Figuras.........................................................................................................................vii

Lista de Tabelas........................................................................................................................xii

Lista de Notações..................................................................................................................................xiii

1- Introdução.............................................................................................................................................1

2- Objetivo................................................................................................................................................3

3. Revisão Bibliográfica...........................................................................................................................4

3.1 - O Aço IF (Interstitial Free).......................................................................................................4

3.1.1 - Composição Química.....................................................................................................5

3.1.2 - Microestrutura dos aços IF.............................................................................................5

3.1.3 - Propriedades Mecânicas.................................................................................................9

3.1.4 - O Processo de Laminação para os aços IF...................................................................12

3.2 – Textura e Estampabilidade ....................................................................................................19

3.2.1 – O Sistema EBSD ............................................................................................ 19

3.2.2 – Textura e Estampabilidade ............................................................................. 21

3.3 Resistência à Fadiga..................................................................................................................28

3.3.1 – Princípios da Fadiga....................................................................................................28

3.3.2 – Tensões Cíclicas..........................................................................................................29

3.3.3 - Curva S-N....................................................................................................................31

3.3.4 – Início e Propagação da Trinca.....................................................................................32

3.3.5 – Previsão da Vida em Fadiga para Análise de Tensões.................................36

3.4 - Fadiga em aços IF...................................................................................................................40

4. Materiais e Métodos Experimentais...................................................................................................42

4.1 – Materiais utilizados................................................................................................................42

4.2 – Análise Química.....................................................................................................................44

4.3 - Metalografia............................................................................................................................45

iv

4.4 – Análise de textura...................................................................................................................46

4.5 – Ensaio de dureza....................................................................................................................49

4.6 – Ensaio de tração.....................................................................................................................50

4.7 – Ensaio de fadiga.....................................................................................................................50

4.8 – Confecção dos corpos de prova.............................................................................................51

4.9 – Fratografia..............................................................................................................................52

5 – Resultados e Discussão.....................................................................................................................53

5.1 – Análise Química.....................................................................................................................53

5.2 – Metalografia...........................................................................................................................53

5.3 - Análise de textura...................................................................................................................62

5.4 - Ensaio de Dureza....................................................................................................................63

5.5 - Ensaio de tração......................................................................................................................64

5.6 - Ensaio de fadiga......................................................................................................................66

5.7 – Fratografia..............................................................................................................................69

5.7.1 – Fratografia de Tração ..................................................................................... 69

5.7.2 – Fratografia de Fadiga...................................................................................................73

6 – Conclusões........................................................................................................................................80

7 – Sugestões para trabalhos futuros.......................................................................................................81

8. Referências Bibliográficas..................................................................................................................82

v

Resumo

A indústria automotiva tem exigido o desenvolvimento de novos aços com boa formabilidade

e de alta resistência, visando a obtenção de menor espessura, sem perda de desempenho,

principalmente em relação a segurança e conforto dos passageiros, e ainda para obter a

redução de peso do automóvel. Os principais desafios para desenvolver estes aços não são

apenas para alcançar a propriedades mecânica com requisitos tradicionais, mas também

satisfazer os requisitos adicionais, tais como a resistência à fratura e resistência à fadiga.

Neste trabalho foi analisado o efeito do processamento termomecânico nas propriedades de

um aço IF em 3 diferentes condições: laminados a quente (LQ); laminado a frio recozido em

caixa (LF); laminado a frio galvanizado que passou pelo recozimento contínuo (LFG). Para

isto foi realizada a caracterização microestrutural em função do processamento considerado, a

análise do desenvolvimento de textura, a análise na alteração de propriedades mecânicas

típicas e análise da resistência à fadiga em ensaios com controle de tensões mostrando

resultados sobre curvas S-N deste aço. Verificou-se o melhor desempenho do aço IF LFG que

apresentou uma textura pronunciada e maior resistência à fadiga.

Palavra-chaves: laminação, Textura, Aço IF, Fadiga.

vi

Abstract

The automotive industry has required the development of new steels with a good formability

and high strength, in order to obtain smaller thickness, without loss of performance,

particularly with regard to safety and comfort of passengers and also for the weight reduction

of the automobile . The main challenges for developing these steels are not only for achieving

mechanical properties with traditional requirements, but also meet additional requirements,

such as fracture toughness and and fatigue resistance. This work analyzed the effect of

thermomechanical processing on the properties of an IF steel in 3 different conditions: hot

rolled (LQ); cold rolled annealed in box (LF), cold rolled galvanized passed by continuous

annealing (LFG). For this microstructural characterization was carried out according to the

process considered, the analysis of the development of texture analysis in altering the

mechanical properties typical and analysis of resistance to fatigue tests with control tensions

results showing SN curves on this steel. It was the best performance of IF steel LFG which

showed a pronounced texture and greater fatigue resistance.

Key word: lamination, texture, IF steel, Fatigue.

vii

Lista de Figuras

Figura 3. 1 – Micrografia de um aço IF com grãos irregulares de ferrita e algumas inclusões

(carbonetos, nitretos...) na matriz ferrítica (PAULO et al., 2003)..............................................6

Figura 3.2 – Precipitados de titânio - (a) e (b) - observados em um aços IF estabilizado ao

titânio através da Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV).(GUERRA, et al,. 2004)........8

Figura 3.3 – Precipitado de titânio TiN (Nitreto de titânio) observado em um aço IF

estabilizado ao titânio através da Microscopia Optica (MO). (PINHEIRO, et al,. 2001)..........8

Figura 3.4 – Relação entre resistência mecânica e formabilidade de aços convencionais e de

aços avançados de elevada resistência mecânica (SANTANA, et al., 2007)...........................11

Figura 3.5 – Linha de Laminação de chapas a frio via recozimento em caixa na

ArcelorMittal.............................................................................................................................15

Figura 3.6 - Linha de Laminação de chapas a frio via recozimento contínuo na

ArcelorMittal.............................................................................................................................15

Figura 3.7 - Influência do Ti, Ta e Nb no valor de R. O gráfico mostra a deficiência/excesso

em at% (porcentagem de átomos) dos elementos de liga no teor de C e N. (VERLINDEN, et

al., 2007)....................................................................................................................................18

Figura 3.8 – Esquema da geometria típica de um sistema EBSD, mostrando a peça polar do

MEV, o feixe incidente, a amostra inclinada, os padrões de difração e a tela de fósforo

interceptando os cones de difração. (Adaptado de Schwarzer et al., 2000).............................20

Figura 3.9 – Esquema da interação elétrons/amostra cristalina e da interseção dos cones de

difração na tela de fósforo, formando os padrões de difração, com destaque para algumas raias

ou bandas de Kikuchi. (Adaptado de Day et al., 2001)............................................................21

Figura 3.10 – Comparação do comportamento da recristalização de um aço IF recozido a

650°C após uma deformação de 75% com o aço AK. [KRAUSS, 2005].................................25

Figura 3.11 – Relação entre a % de C e a variação do rm [KRAUSS, 2005]............................26

viii

Figura 3.12 – Relação entre a porcentagem de redução na laminação a frio e o valor de rm

[KRAUSS, 2005]......................................................................................................................27

Figura 3.13 – O gráfico de tensão reversa, onde as tensões de tração têm valor igual às tensões

de compressão...........................................................................................................................29

Figura 3.14 – Ciclo sob influência da tensão média. O corpo de prova está sempre submetido

a uma tensão de tração, que oscila entre um valor máximo e um mínimo...............................30

Figura 3.15 – Efeito da tensão média na vida em fadiga..........................................................32

Figura 3.16 – Curvas típicas de fadiga para metais ferrosos e não-ferrosos.............................32

Figura 3.17 – As etapas do processo de falha por fadiga (DIETER, 1961)..............................33

Figura 3.18 – Curvas tamanho de trinca x número de ciclos de fadiga, mostrando o efeito do

nível de tensão aplicado (GODEFROID, et al., 2006)...............................................................34

Figura 3.19 – Curva sigmoidal [Log (da/dN) x Log (ΔK)] de propagação de trinca por fadiga

(GODEFROID, et al., 2006)......................................................................................................35

Figura 3.20 – Curvas de Wöhler - tensão alternada versus vida em fadiga. (L – Longitudinal;

T - Transversal).........................................................................................................................41

Figura 4.1 – linha de produção dos aços IF na ArcelorMittal. (CORRÊA, et. al.

2011).........................................................................................................................................43

Figura 4.2 - Espectrômetro de Emissão Ótica, marca ThermoARL usada para a análise (a) e

exemplo de uma amostra “queimada” após ser analisada pelo equipamento..........................44

Figura 4.3 – Microscópio ótico LEICA do GesFraM...............................................................45

Figura 4.4 - Equipamento da Escola de Minas (UFOP) para análise de textura.......................46

Figura 4.5: Fluxograma dos procedimentos de preparação de amostra para difração de elétrons

retroespalhados (EBSD)............................................................................................................47

Figura 4.6 – Máquina para medição da dureza Vickers (durômetro).......................................49

ix

Figura 4. 7 - Equipamento do GesFraM para ensaios de tração e de fadiga.............................50

Figura 4.8 - Esquema dos corpos de prova para ensaios de tração e de fadiga.Dimensões em

mm............................................................................................................................................51

Figura 4.9 – Microscópio eletrônico de Varredura (MEV) pertencente a CDTN...................52

Figura 5.1 – Microestrutura da amostra IF LQ com um aumento de 200x revelada pelo reativo

Picral. (a)Direção longitudinal e (B) direção transversal a laminação.....................................54



Figura 5.3 – Microestrutura da amostra IF LF com um aumento de 200x revelada pelo reativo


Figura 5.4 – Microestrutura da amostra IF LF com um aumento de 500x revelada pelo reativo


Figura 5.5 – Microestrutura da amostra IF LFG com um aumento de 200x revelada pelo

reativo Picral. (a)Direção longitudinal e (B) direção transversal a laminação.........................58

Figura 5.6 – Microestrutura da amostra IF LFG com um aumento de 500x revelada pelo

reativo Picral. (a)Direção longitudinal e (B) direção transversal a laminação.........................59

Figura 5.7 – Detalhe da camada de galvanização da amostra IF LFG na direção longitudinal

com um aumento de 1000x após o lixamento com uma lixa de granulometria 1200, polimento

com pasta de alumina e ataque químico com Picral.................................................................60

Figura 5.8 - Micrografia do aço IF LF com um aumento de 1000x demonstrando os

precipitados de Titânio..............................................................................................................61

Figura 5.9 - Mapas de orientação de grãos para o aço IF LQ. À direita encontra-se o código de

cores definindo as orientações de cada grão.............................................................................62

Figura 5.10 - Mapas de orientação de grãos para o aço IF LF. À direita encontra-se o código

de cores definindo as orientações de cada grão........................................................................62

x

Figura 5.11 - Mapas de orientação de grãos para o aço IF LFG. À direita encontra-se o código

de cores definindo as orientações de cada grão........................................................................63

Figura 5.12 – Gráfico Tensão x Deformação para o aço IF LQ, LF e LFG.............................65

Figura 5.13 – Gráfico Tensão x número de ciclos (curva S-N) para o aço IF LQ, LF e

LFG...........................................................................................................................................66

Figura 5.14 – Gráfico Tensão x número de ciclos para o aço IF LQ, LF e LFG comparando

com alguns aços convencionais................................................................................................67

Figura 5.15 – Gráfico Tensão x Limite de resistência a fadiga para o aço IF LQ, LF e LFG

comparando com alguns aços convencionais............................................................................68

Figura 5.16 – Aspecto fratográfico de um corpo de prova de aço IF LQ com um aumento de

100x após ruptura por ensaio de tração.....................................................................................69


1000x após ruptura por ensaio de tração...................................................................................70

Figura 5.18 – Aspecto fratográfico de um corpo de prova de aço IF LF com um aumento de

100x após ruptura por ensaio de tração. Em destaque a região de estricção............................70


1000x após ruptura por ensaio de tração. Em destaque as micro-cavidades (dimples)............71

Figura 5.20 – Aspecto fratográfico de um corpo de prova de aço IF LFG com um aumento de

100x após ruptura por ensaio de tração. Em destaque a região de estricção............................71


1000x após ruptura por ensaio de tração. Em destaque as micro-cavidades (dimples)............72


100x após ruptura por ensaio de fadiga. Em destaque as regiões de iniciação e propagação da

trinca..........................................................................................................................................73

xi


1000x após ruptura por ensaio de fadiga. Em destaque as facetas de cisalhamento

caracterizando a fratura por fadiga............................................................................................74


1000x na região de início de trincamento após ruptura por ensaio de fadiga...........................74


1000x após ruptura por ensaio de fadiga. Em destaque as micro-cavidades (dimples)............75



trinca..........................................................................................................................................75


1000x na região de início de trincamento após ruptura por ensaio de fadiga.......................... 76








trinca..........................................................................................................................................77


1000x na região de início de trincamento após ruptura por ensaio de fadiga.......................... 78






xii

Lista de Tabelas

Tabela 3. 1 – Faixa de composição típica de aços IF (% massa) (KRAUSS, et al,. 1991).........5

Tabela 3.2 – Influência dos elementos químicos nas propriedades mecânicas do aço IF

(MARTINS et al,. 1998), (TENÓRIO, 2000).............................................................................9

Tabela 3.3: Propriedades mecânicas e parâmetros de fadiga de alguns materiais metálicos

(NORTON, 1995).....................................................................................................................37

Tabela 3.4 – Propriedades Mecânicas em Tração (L – Longitudinal; T – Transversal)

(LEMOS; et al,. 2005)..............................................................................................................40

Tabela 5.1 - Composição química dos aços IF LQ, IF LF e IF LFG em (%massa)................53

Tabela 5.2 – Obtenção do valor médio para a dureza Vickers para o aço IF...........................64

Tabela 5.3 – Relação entre o Limite de Escoamento, o Limite de resistência e a deformação

total para os aços IF LQ; LF e LFG..........................................................................................64

xiii

Lista de Notações

AK – Aluminium Killed;

ARBL – Aço de Alta Resistência Baixa Liga;

ASTM – American Society for Testing and Materials (Sociedade Americana para Testes de

Materiais);

b – expoente de Basquin;

CCC – Estrutura cristalina Cúbica de Corpo Centrado;

CDTN - Centro de Desenvolvimento da Tecnologia Nuclear;

CFC – Estrutura cristalina Cúbica de Face Centrada;

Curva S-N – Curva tensão x Número de Ciclos;

DEMET – Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais;

ΔK - Fator de intensidade de tensão para carregamento dinâmico sob condição de deformação

plana, [MPa√ m ];

dN/da - Taxa de crescimento de trinca, [mm/ciclo];

e – Espessura do corpo de prova [mm];

E – Modulo de elasticidade do material, [GPa];

EBSD - técnica de difração de elétrons retroespalhados.

EM – Escola de Minas;

GI – galvanizado a quente;

GA – galvannealed;

xiv

GesFraM – Grupo de Estudo sobre Fratura de Materiais;

HV – Dureza Vickers;

IF - Interstitial Free;

K – Fator de intensidade de tensão na ponta da trinca, [MPa √m ];

K máx – Fator de intensidade de tensão máximo, [MPa √m ];

K mín – Fator de intensidade de tensão mínimo, [MPa √m ];

Kt – Fator de concentração de tensão;

L e T – Orientação do corpo de prova (Longitudinal e Transversal);

LE = Limite de Escoamento, [MPa];

MEV – Microscópio Eletrônico de Varredura;

MFEP – Mecânica de Fratura Elasto-Plástica;

MFLE – Mecânica de Fratura Linear Elástica;

MFP – Mecânica de Fratura Plástica biparamétrica;

MTS – “Material Testing System” (Máquina de Teste de Material);

N – número de ciclos de fadiga;

P - Carga Aplicada no ensaio, [N];

PSN - Particle Stimulated Nucleation;

R – razão da tensão mínima sobre a máxima;

rm – taxa de deformação média;

Sf’ - coeficiente de resistência à fadiga do material;

xv

ton – Toneladas;

UFOP – Universidade Federal de Ouro Preto;

ULSAB-AVC - UltraLight Steel Auto Body – Advanced Vehicle Concepts;

ΔK - Variação do fator de intensidade de tensão, [MPa √m ];

ΔK th - Fator Limite de Intensidade de Tensão, [MPa √m ];

ΔL - Alongamento do corpo-de-prova no ensaio de tração;

σ - Tensão nominal aplicada ao material, [MPa];

σ máx - Tensão máxima, [MPa];

σ min - Tensão mínima, [MPa].

1

1- Introdução

A demanda por aços de elevada conformabilidade e de boas propriedades mecânicas tem

fomentado o constante desenvolvimento da indústria de aços planos. Conciliar esses

requisitos de propriedades mecânicas e tecnológicas com custos razoáveis e tempos de

processamentos curtos tem sido o desafio das últimas três décadas (LASCOSQUI, et al.,

2007).

Para a indústria automotiva, redução de peso de veículos tem sido um tópico bastante

importante, devido às exigências para eficiência no consumo de combustível, que estão

relacionadas com economia de energia e restrições ambientais. Neste contexto, um grande

esforço está sendo feito no sentido de se desenvolver e de se aplicar novos aços, que

combinam uma boa conformabilidade com uma elevada resistência mecânica, para redução da

espessura do material sem perda de desempenho, especialmente a segurança do passageiro.

Outros aspectos importantes na seleção de aços são a tenacidade à fratura e a resistência à

fadiga que se tornam importantes características exigidas para estes materiais, devido às

condições de operação do produto (PEREIRA, et al., 1999).

Três progressos significativos levaram aos principais desenvolvimentos para atender a esta

demanda: (a) a compreensão do efeito dos teores dos elementos residuais em solução sólida

na ferrita (CCC) sobre a textura cristalográfica, (b) o entendimento do efeito de outros

elementos químicos sobre a recristalização e sobre a segregação para os contornos de grão e

(c) a compreensão e determinação das fases que podem precipitar, nesses aços, removendo

elementos relevantes de solução (PEREIRA, et al., 1999)..

A nível internacional, o projeto chamado de “ULSAB-AVC – UltraLight Steel Auto Body –

Advanced Vehicle Concepts” publicou, um documento mostrando a existência de inúmeros

aços capazes de atender às especificações para a indústria automotiva. Dentre estes aços

encontra-se o aço do tipo livre de elementos intersticiais (aço IF), que é o foco principal deste

presente trabalho (PEREIRA, et al., 1999)..

Este aço Interstitial Free (IF) foi desenvolvido de maneira que os teores totais de carbono e

nitrogênio foram drasticamente reduzidos para níveis de dezenas de ppm (em peso) através do

tratamento sob vácuo e o nível desses elementos, em solução, foi controlado pela adição de

2

outros que conduzem a sua precipitação em compostos e podem ter efeito favorável sobre

recristalização, segregação e demais propriedades. Em contraste com as composições

classicamente empregadas, esses aços podem atingir as propriedades desejadas utilizando o

processamento via tratamento térmico de recozimento contínuo, uma grande vantagem do

ponto de vista industrial (LASCOSQUI, et al., 2007).

Neste trabalho foi analisado o efeito do processamento termomecânico nas propriedades de

um aço IF em 3 diferentes condições: laminados a quente (LQ); laminado a frio recozido em

caixa (LF); laminado a frio galvanizado que passou pelo recozimento contínuo (LFG).

3

2- Objetivo

Objetivo Geral

O presente trabalho teve por objetivo a caracterização do comportamento mecânico por fadiga

de um aço do tipo livre de elementos intersticiais. Neste sentido, curvas de fadiga sob controle

de tensões foram obtidas a uma dada frequência e razão R entre tensões. O efeito do

processamento termomecânico foi estudado, comparando-se um material laminado a quente

com um material laminado a frio e laminado a frio galvanizado.

Objetivos específicos

Os seguintes objetivos específicos foram avaliados:

a. Caracterização microestrutural em função do processamento considerado.

b. Caracterização de textura.

c. Levantamento de propriedades mecânicas típicas

d. Resistência à fadiga em ensaios com controle de tensões.

4

3. Revisão Bibliográfica

Neste item será apresentada uma breve revisão bibliográfica sobre aços IF e sobre a

metodologia de estudo da resistência à fadiga de materiais sob controle de tensões.

3.1 - O Aço IF (Interstitial Free)

A otimização dos produtos manufaturados, em especial a indústria automobilística, fez surgir

a necessidade de um aço com propriedades mecânicas favoráveis a uma estampagem extra-

profunda sem que haja o rompimento desse material. A partir desta necessidade dos clientes,

os fornecedores buscaram aperfeiçoar ainda mais a estrutura de um aço com teor de carbono

extremamente baixo, fazendo a eliminação da solução sólida intersticial através da adição de

elementos de liga, como o Ti, Nb e B, que proporcionaram a formação de um aço com

minimização de elementos interticiais e consequentemente alta conformabilidade e redução de

seu peso, denominado “Intersticial Free”(IF) (LASCOSQUI, et al, 2007).

O nome “aços IF”, ou seja, livres de intersticiais, provém do fato do aço não ter uma

concentração significativa de átomos de carbono e nitrogênio livres para se localizarem e

migrarem pelos interstícios da rede cristalina de átomos de ferro. Essa característica do aço é

obtida basicamente por grande redução do teor de carbono e nitrogênio e adição de elementos

formadores de carbonitretos estáveis como, por exemplo, titânio e nióbio (LASCOSQUI, et

al., 2007)

A produção comercial tornou-se viável através da utilização de modernos desgaseificadores à

vácuo, abaixando consideravelmente o percentual de carbono aliado a um sofisticado

processo de lingotamento contínuo e um controle rigoroso no percentual de nitrogênio

presente no aço. Esta tecnologia surgiu no Japão, porém atualmente já é dominada pelas

grandes indústrias siderúrgicas mundiais que veem na superqualidade de seus produtos e na

empatia para com seus clientes, a única saída para superar a grande crise econômica mundial,

fazendo surgir novas técnicas de produção com a melhora nos requisitos de qualidades de

aços que são comercializados mundialmente, como é o caso do aço IF.

5

As etapas de fabricação deste material vão desde a elaboração (com adição dos elementos de

liga) passando pelo lingotamento e chegando até as linhas de redução de seção transversal

(laminação à quente e a frio). Na laminação a frio ocorre a obtenção de menores espessuras a

custa de uma brusca alteração das propriedades mecânicas deste aço, principalmente a de

conformabilidade, devendo estas serem recuperadas em fornos de recozimento que podem ser

contínuos ou em caixa (PEREIRA, et al, 1999).

3.1.1 - Composição Química

Os aços IF só puderam ser produzidos a partir de meados da década de 1970 devido aos

avanços tecnológicos ocorrido nos processos de fabricação (principalmente na aciaria) que

permitiram a produção de aços acalmados de ultrabaixo carbono e nitrogênio, 0,001-0,005%

de C e menos de 0,003% de N (em massa), com custos relativamente baixos (LASCOSQUI,

et al., 2007).

A faixa de variação típica da composição química destes aços é mostrada na Tabela 3.1

(KRAUSS, et al., 1991).

Tabela 3.1 – Faixa de composição típica de aços IF (% massa) (KRAUSS, et al,. 1991)

3.1.2 - Microestrutura dos aços IF

O conhecimentos da relação entre a estrutura e propriedades, proporciona o embasamento

para a seleção de materiais existentes e o desenvolvimento de novos materiais. O controle da

microestrutura contribuiu para a melhora nas propriedades mecânicas de muitas ligas , no

campo aeroespacial, automobilístico e médico.

C Si Mn P Al N Nb Ti S

0,002 – 0,008 0,01 – 0,03 0,1 – 0,34 0,01 – 0,02 0,03 – 0,07 0,001 – 0,005 0,005 – 0,040 0,01 – 0,11 0,004 – 0,010

6

O fato dos aços IF apresentam baixíssimos teores de carbono e nitrogênio, da ordem de

50ppm e a adição de microligantes no mesmo, sugere que sua microestrutura seja basicamente

uma matriz ferrítica extremamente limpa, com alguns elementos em solução sólida e

inclusões (LASCOSQUI, et al., 2007).

A Figura 3.1 abaixo é uma micrografia de um aço IF obtida por PAULO et al., (2003). A

caracterização microestrutural foi realizada utilizando a técnica de microscopia ótica.

Observa-se uma estrutura de grãos irregulares de ferrita e algumas inclusões (carbonetos,

nitretos) na matriz ferrítica.

Figura 3. 1 – Micrografia de um aço IF com grãos irregulares de ferrita e algumas inclusões

(carbonetos, nitretos) na matriz ferrítica (PAULO et al., 2003)

Conforme exposto anteriormente, aços IF podem ser microligados ao Ti, ao Nb e ao Ti / Nb e

terem ainda a adição de boro. O comportamento do Nb e do Ti na precipitação tem sido

investigado por diversos autores (AKAMATSU et al, 1994). Assim, segundo HUA (1993) a

7

remoção do nitrogênio de solução se daria, principalmente, pela formação de nitretos de

alumínio e titânio, ocorrendo em temperaturas relativamente mais elevadas que os carbonetos.

A remoção do carbono da solução ocorreria durante tratamentos termomecânicos a mais baixa

temperatura, exigindo assim uma atenção maior. Há indicações ainda que o carbono pode ser

removido pela formação de compostos com enxofre, como carbosulfetos (Ti4C2S2) (HUA et

al., 1993), que podem preceder a formação de carbonetos.

O emprego das reações de precipitação de carbonitretos em aços não é recente. Estas reações

e suas consequências sobre as propriedades mecânicas dos aços começaram com os aços

estruturais e os aços inoxidáveis. Para os aços IF, o emprego destas reações tornou-se útil na

execução de laminação controlada, no endurecimento por precipitação ou, simplesmente, para

evitar a presença de carbono em solução sólida (COSTA E SILVA et al., 1988).

A importância do efeito destas reações de precipitação sobre a evolução da microestrutura

tem, também, sido objeto de diversos estudos. Liu (1994) e GUERRA (2004), por exemplo,

avaliaram aços IF contendo Ti, Nb e Nb-Ti sob condições de desbaste e acabamento na

laminação a quente observando comportamentos distintos da tensão média com a temperatura.

É evidente que o conhecimento do nível de precipitação nas condição de processo é

fundamental, uma vez constatado que este afeta sensivelmente os mecanismos de

recristalização estática e dinâmica. COSTA E SILVA et al., (1999), por sua vez, observaram

que para uma mesma temperatura de acabamento o uso de Nb resulta em uma granulação

mais fina que o Ti e atribuíram este resultado ao fato de que a precipitação de TiN e TiC se dá

em temperaturas mais elevadas que a precipitação de NbN e NbC, sendo que desta forma os

precipitados de Nb seriam mais finos e mais efetivos no retardamento do crescimento de grão.

Neste contexto, alguns autores registraram através de micrografia a presença de diversos

precipitados de Titânio como mostrado nas figuras 3.2 e 3.3.

8

(a) (b)

Figura 3.2 – Precipitados de titânio - (a) e (b) - observados em um aços IF estabilizado ao

titânio através da Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV).(GUERRA, et al, 2004)

Figura 3.3 – Precipitado de titânio TiN (Nitreto de titânio) observado em um aço IF

estabilizado ao titânio através da Microscopia Optica (MO). (PINHEIRO, et al, 2001)

Conforme dito anteriormente, a eliminação dos solutos de carbono e nitrogênio é essencial na

produção de aços com conformabilidade superior e excelente qualidade superficial. Sendo

9

assim o nível de conformabilidade está diretamente correlacionado a quantidade de titânio

adicionada ao aço.

Por outro lado, esta estabilização ao titânio ocasiona a formação de precipitados de titânio

(Figuras 3.2 e 3.3) sendo indispensável o controle dos mesmos.

O controle da precipitação do TiN, Ti4C2S2 e TiC ocorrem a altas temperaturas durante vários

estágios da operação da laminação a quente tais como reaquecimento, desbastamento e

acabamento, e este controle é extremamente importante para se atingir baixos níveis de

resistência e alta conformabilidade. (LASCOSQUI, et al., 2007).

3.1.3 - Propriedades Mecânicas

As propriedades mecânicas dos materiais são muito importantes, pois definem

quantitativamente o desempenho de determinado componente quando solicitado. Não é

somente alta resistência mecânica que se necessita. É de fundamental importância a

ductilidade que caracteriza uma boa conformabilidade. (SANTANA, et al., 2007).

Sabe-se que os elementos químicos ligados ao aço influenciam nas propriedades mecânicas

dos aços. Essas influências são mostradas a seguir na Tabela 3.2. (MARTINS et al,. 1998;

TENÓRIO, 2000).

Tabela 3.2 – Influência dos elementos químicos nas propriedades mecânicas do aço IF

(MARTINS et al, 1998; TENÓRIO, 2000)

Elemento Químico Influência nos aços IF

Carbono

Devido ao seu marcante efeito sobre a textura cristalográfica, tamanho

de grão e característica de envelhecimento, de um modo geral, a

redução no teor de carbono provoca uma consequente melhoria na

estampabilidade. Ou seja, quanto menor a porcentagem (ordem de

ppm), maior a conformabilidade.

10

Manganês

O manganês representa a maior quantidade de elementos ligantes nos

aços com qualidade de estampagem, sendo talvez, o de efeito sobre a

textura de recristalização mais complexo.

Para os aços IF o teor C é muito baixo, e o Mn está praticamente todo

combinado na forma de MnS o que aumenta a conformabilidade e

evitando assim, a formação de FeS que fragiliza o aço.

Fósforo Quanto menor a porcentagem, maior a ductulidade no aço IF.

Enxofre Quanto maior a porcentagem, maior a possibilidade de formação de

sulfeto de ferro, que fragiliza o aço IF.

Nitrogênio

O nitrogênio quando não combinado com outros elementos tem um

efeito similar do carbono. Nos aços IF o efeito benéfico dos baixos

teores de N é atribuído ao fato de que os núcleos provenientes dos

grãos deformados durante a recristalização têm grande facilidade de

crescimento pois a diferença de orientação destes núcleos e a matriz

deformada é pequena quando o teor de átomos intersticiais é pequena.

Desta forma, quanto menor o teor de nitrogênio, maior a ductulidade no

aço IF.

Alumínio Evita o endurecimento por envelhecimento evitando a formação de

FeN formando AlN.

Titânio

A adição do Ti no aço IF age como elemento estabilizador que retarda

a recristalização. Este retardo ocorre devido a formação de precipitados

de Ti durante a laminação de modo a estabilizar (retirar de solução) o C

e o N e, consequentemente, melhorar a estampabilidade dos aços livre

de intersticiais, além de contribuir para o não envelhecimento.

Nióbio Tem o mesmo objetivo do Ti de melhorar a estampabilidade do aço IF.

Silício A presença de um teor considerável de silício nos aços IF aumenta a

resistência a corrosão em meios alcalinos.

No cenário mundial o estudo da influencia destes elementos químicos aumentaram muito com

o intuito de melhorar as propriedades mecânicas dos materiais já existentes e de desenvolver

materiais com propriedades mecânicas melhores do que os materiais atuais (LASCOSQUI, et

al., 2007).

11

Neste contexto, o projeto ULSAB-AVC (Ultra Light Steel Auto Body – Advanced Vehicles

Concept) oferece uma série de iniciativas, e de soluções, para aplicação do aço aos desafios

crescentes da indústria automobilística. Neste projeto foi abordada a crescente necessidade em

se aumentar à eficiência no consumo de combustível dos veículos, melhorando a segurança e

mantendo a viabilidade dos custos de fabricação. Sendo assim, destaca-se neste projeto, o

desenvolvimento de novos tipos de aços adequados a aplicações industriais onde se requer

ganhos na relação resistência-tenacidade e se objetiva a redução de peso de diversos

componentes estruturais, com manutenção das propriedades mecânicas desejadas

(SANTANA, et al., 2007).

A Figura 3.4 apresenta alguns dos aços propostos pelo referido projeto, correlacionando a sua

resistência mecânica com a sua formabilidade e também a faixa de geração de novos aços

avançados de alta resistência a serem desenvolvidos. Nota-se num extremo os aços IF com

excelente deformabilidade, entretanto com baixa resistência mecânica (SANTANA, et al.,

2007).

Figura 3. 4 – Relação entre resistência mecânica e formabilidade de aços convencionais e de

aços avançados de elevada resistência mecânica (SANTANA, et al., 2007).

12

Devido a alta ductilidade e excelente conformabilidade os aços IF apresentam baixa

resistência, como indicado na Figura 3.4. A sua tensão de escoamento variam tipicamente

entre 140 e 180MPa e o limite de resistência entre 280 e 340 MPa.

Diante do grande investimento da indústria automobilística, notado neste projeto, o aço IF

aparece como uma grande solução quando é exigida uma alta conformabilidade.

Como já dito, o aço IF praticamente não possui solução sólida intersticial podendo então

suportar condições extremas de deformação, possibilitando a confecção de perfis cada vez

mais complexos para diversas aplicações estruturais.

Para isto, os aços IF devem possuir propriedades mecânicas bem definidas, no que tange a

conformabilidade. Nesta linha, além da composição química já citada, as propriedades

mecânicas dos aços livres de intersticiais (IF) dependem de vários fatores os quais podemos

citar:

Processamento na laminação à quente (temperatura de reaquecimento,

acabamento e bobinamento).

Laminação à frio (taxa de redução).

Ciclo de recozimento.

Laminação de encruamento.

Assim, conhecendo bem os fatores citados é possível a obtenção da propriedade mecânica

desejada para aço IF.

3.1.4 - O Processo de Laminação para os aços IF

Durante muitas décadas o aço tem sido a matéria prima mais utilizada nos processos de

fabricação. Apesar de materiais mais leves como o alumínio, polímeros e compósitos

ganharem espaço no mercado, o aço continua sendo a principal matéria prima utilizada nos

processos de fabricação e, principalmente, na indústria automobilística. (VERLINDEN et al,

2007)

13

Para uma chapa de aço ser aplicada na fabricação da carroceria de um automóvel ela deve

cumprir uma série de exigências, tais como: uma boa conformabilidade, resistência mecânica

suficiente, boa soldabilidade, boa resistência à corrosão, boa qualidade superficial, etc. Essas

exigências só podem ser atendidas com um aço de baixo carbono, pois, aços de média e alta

porcentagem de carbono não são suficientemente dúcteis e ainda, são difíceis de soldar.

(VERLINDEN, et al 2007)

Dentro da família de aços de baixo carbono, destacam-se os aços IF, muito utilizados para a

fabricação de carrocerias de automóveis. Sua utilização é devido principalmente a sua baixa

porcentegem de carbono e nitrogênio intersticial onde a estampagem profunda torna-se mais

bem sucedida. (VERLINDEN, et al 2007).

Os trabalhos mecânicos podem ser a frio e a quente. A laminação é um exemplo de trabalho

mecânico, sendo uma etapa de extrema importância, pois é através dela que se obtêm as

formas adequadas dos produtos em aço para uso comercial (chapas, perfis, barras). O trabalho

mecânico a quente é realizado acima da temperatura de recristalização do aço, pois assim ele

se torna mais mole e conseqüentemente mais fácil de ser trabalhado. Depois de deformados,

os grãos do material em questão recristalizam-se, agora sob a forma de pequenos grãos.

(TAMURA et al., 1988)

A laminação pode ser um trabalho a frio, obtendo-se chapas laminadas a frio, desta forma ela

é realizada abaixo da temperatura de austenização. Neste caso, após o trabalho, os grãos

permanecem deformados e diz-se que o material está “encruado”. Assim como nos

tratamentos térmicos, o encruamento altera as propriedades do material – aumenta a

resistência, o escoamento, a dureza, a fragilidade e diminui o alongamento, estricção,

resistência à corrosão, etc. Se o aço encruado for aquecido, os grãos tenderão a se reagrupar e

o encruamento a desaparecer. (TAMURA et al., 1988)

O processo de laminação de chapas a quente, é constituído basicamente de quatro estágios:

reaquecimento (tratamento de solubilização), desbaste (laminação no campo austenítico em

temperatura elevadas), acabamento (laminação em temperaturas no campo austenítico ou

bifásico) e controle do resfriamento (basicamente temperatura de bobinamento)

(CALLISTER, 1991).

Para os aços IF, uma consequência após a laminação a quente é a obtenção de um tamanho de

grão fino. Assim a laminação a quente deve ser bem programada para que durante a mesma,

14

alguns carbonitretos precipitem e impedem o crescimento excessivo de grão da austenita.

(VERLINDEN, 2007).

Do mesmo modo, este refino dos grãos pode ser associado ao grau de deformação (redução) e

ao valor da temperatura de laminação. Com isso, os últimos passes na laminação a quente são

tipicamente realizados com grandes reduções utilizando uma temperatura de laminação

relativamente baixa com o objetivo de obtenção de uma estrutura final ferrítica refinada.

(VERLINDEN, et al 2007).

Os aços revestidos com zinco como os galvanizados a quente, são cada vez mais requisitados

pelos diversos segmentos de mercado, principalmente o automobilístico, tendo em vista sua

elevada resistência à corrosão atmosférica. (LASCOSQUI, et al, 2007)

Em uma linha convencional de produção de aços galvanizados por imersão a quente, a tira é

previamente aquecida e posteriormente imersa num tanque de zinco fundente para ser

revestida. Após recoberto o material passa a ser denominado aço galvanizado a quente (GI).

Esse revestimento de zinco puro tem o objetivo de proteger a chapa contra a corrosão

atmosférica. Quando após a imersão do material no banho de zinco, o aço sofre tratamento

térmico, o revestimento passa a ser denominado galvannealed (GA), sendo este revestimento

formado de ligas Fe-Zn. Apesar de apresentarem boas propriedades mecânicas e de resistência

a corrosão, a soldagem desses materiais apresenta certas limitações, em comparação a dos

aços não revestidos. (LASCOSQUI, et al, 2007)

Neste contexto, outra propriedade importante a ser considerada a respeito deste aço é a

aderência da camada de galvanização. Sobre a aderência interna (entre o aço e a camada de

galvanização), as chapas galvanizadas de aços IF produzidos apenas com adição de titânio

apresentam falta de aderência do revestimento quando conformadas o que não ocorre com

aços produzidos com titânio e nióbio (TAMURA et al, 1988). Já sobre a aderência externa

(entre a camada e um possível revestimento – tinta) é perceptível que durante a reação de

formação de ligas Zn-Fe, a morfologia lisa do zinco hexagonal dá lugar a uma superfície

levemente rugosa, evidenciada pela coloração cinza fosca e pela presença de grande

quantidade de microtrincas, provavelmente causadas pela mudança de volume durante a

formação das soluções sólidas intermetálicas. Essa superfície apresenta-se como um perfeito

substrato para a aderência de um revestimento orgânico.

15

Para sua aplicação na indústria automobilística, os aços IF são produzidos via laminação a

frio seguido de recozimento. Os processos existentes no mundo para recozer aços laminados a

frio são os recozimentos em caixa e contínuo, onde cada um possui características específicas,

em virtudes de seus princípios diferenciados. Isso porque o recozimento em caixa trata

termicamente o material em forma de bobina em um período da ordem de dias, ao passo que o

contínuo trata o material desbobinado, necessitando de minutos.

A seguir, as Figuras 3.5 e 3.6, ilustram, respectivamente, os processos de laminação a frio

com recozimento em caixa e laminação a frio com recozimento contínuo.

Figura 3.5 – Linha de Laminação de chapas a frio via recozimento em caixa na ArcelorMittal.

As propriedades finais obtidas em um aço IF laminado a frio e recozido via recozimento

contínuo (Figura 3.6) depende não somente dessas etapas, como também da laminação a

quente e da composição química do mesmo.

Figura 3.6 - Linha de Laminação de chapas a frio via recozimento contínuo na ArcelorMittal.

16

Na laminação a quente, a temperatura de reaquecimento de placa, a velocidade de laminação,

a quantidade de deformação no acabamento e temperaturas de acabamento e bobinamento

possuem influência nas propriedades finais dos aços IF, pois determinam o tamanho e a

distribuição dos precipitados, assim como o tamanho de grão prévio à laminação à frio e

recozimento.

De acordo com Martins, et. al. (1998), para os aços IF é interessante se utilizar temperaturas

de reaquecimento de placas não muito elevadas, devido ao crescimento de grão austenítico,

que pode contribuir para a formação de grãos ferríticos maiores após a laminação a quente, o

que não é interessante, por reduzir a conformabilidade do produto após laminação a frio e

recozimento.

Assim sendo a redução da temperatura de reaquecimento tem um efeito benéfico nas

propriedades de estampabilidade dos aços livre de intersticiais. Durante o encharque

(TENÓRIO, 2000) geralmente o Ti se precipita na forma grosseira quando a temperatura é

baixa, retirando o C de solução sem prejudicar a mobilidade dos contornos de grão,

contribuindo desta forma no aumento nas propriedades de estampabilidade.

Outro aspecto favorável em se utilizar baixas temperaturas de reaquecimento de placas é

relativo aos precipitados formados. Diversas publicações (COSTA E SILVA et al., 1999),

(RENÓ, 1997), (MARTINS et al,. 1998), (TENÓRIO, 2000) comprovam que nos aços IF ao

Ti, há a formação dos seguintes precipitados:

- TiN normalmente acima de 1350°C;

- TiS entre 1350 e 1400ºC ;

- Ti4C2S2 em torno de 1250°C;

- TiC entre 850 e 900°C.

É claro que essas temperaturas de precipitação dependem da composição química do aço além

do processamento termomecânico.

17

Pelas informações acima, observa-se que a utilização de temperaturas de reaquecimento

menores que 1250ºC evitam a ressolubilização de Ti4C2S2, com isso, há redução da

quantidade de C livre para formação de TiC. Esse processo é interessante porque, como o TiC

se forma bastante fino e a baixas temperaturas, dificulta a recristalização da ferrita durante o

recozimento.

Altas velocidades de laminação associados a altas reduções no acabamento e baixas

temperaturas de acabamento, normalmente são indicados (SAMPAIO et al., 2000),

(TENÓRIO, 2000),(RENÓ, 1997) por produzirem grãos ferríticos refinados, conduzindo a

uma microestrutura mais homogênea após recozimento em caixa, formando também uma

textura favorável, ou seja com orientação {111}.

Quanto à temperatura de bobinamento, como nos aços IF ao Ti o nitrogênio forma TiN, não

há necessidade de utilização do mesmo raciocínio empregado nos aços baixo carbono, onde

utiliza-se baixas temperaturas de bobinamento quando o material sofrerá recozimento em

caixa, para forçar a precipitação de AlN durante o recozimento (RENÓ, 1997).

O TiN se forma em temperaturas elevadas, superiores a 1300ºC, assim são mais grosseiros

que o AlN, não comprometendo de profundamente a dutilidade do produto final (COSTA E

SILVA et al., 1999).

Na laminação a frio, a variável mais importante é a quantidade de deformação, pois a

quantidade de energia elástica acumulada na matriz ferrítica nesta etapa, irá influenciar de

forma inversa a temperatura de recristalização no recozimento (RENÓ, 1997).

No estudo de fadiga com controle de tensões, o parâmetro R indica o tipo de carregamento ao

qual o elemento está sujeito. Se o ciclo varia de carga nula para carga de tração, a solicitação

é repetida e R = 0. Caso ocorra a completa inversão de tração para compressão, a tensão

média é nula, R = -1 e o carregamento é denominado totalmente reverso. Se houver somente

carga de tração, a solicitação é flutuante e R > 0. A figura 3.7 mostra o grande aumento do

valor da anisotropia R quando adicionamos Ti e Nb até atingirem valores estequiométricos. O

valor típico de R para os aços IF está entre 1.8 e 2.2. (VERLINDEN, et al 2007)

18

Figura 3.7 - Influência do Ti, Ta e Nb no valor da anisotropia R. O gráfico mostra a

deficiência/excesso em at% (porcentagem de átomos) dos elementos de liga no teor de C e N.

(VERLINDEN, et al 2007)

Assim, as condições de processamento dos aços IF podem ser resumidas em (VERLINDEN,

2007):

A “química” do aço deve ser bem controlada (baixíssimo teor de C e N; equilíbrio no

teor de Ti e Nb).

O controle do tamanho de grão durante a laminação a quente é necessário e pode ser

feito por precipitação de carbonitretos.

A temperatura para a laminação a quente de acabamento deve ser relativamente baixa.

O recozimento pode ser realizado a uma temperatura elevada (acima de 850° C),

devido ao baixo teor de carbono. Em geral as condições de recozimento para o aço IF

não são muito críticas. A alta temperatura de recozimento é benéfica, mas uma

temperatura mais baixa reduz ligeiramente o valor de R. Isso faz com que os aços IF

sejam bem adequados para o tratamento de galvanização a quente.

19

3.2 – Textura e Estampabilidade

A seguir será exposta uma rápida teoria sobre a técnica EBSD e sobre textura e

estampabilidade nos aços IF.

3.2.1 – O Sistema EBSD

A técnica de difração de elétrons retroespalhados (EBSD) utilizada em Microscópios

eletrônicos de Varredura (MEV) lança mão da operabilidade desse equipamento em diversas

escalas para fornecer informações microestruturais quantitativas sobre a natureza

cristalográfica dos metais, minerais, semicondutores e materiais cerâmicos. Além disso,

podem ser obtidas informações visuais e analíticas acerca do tamanho e orientação dos grãos,

energia dos contornos, texturas e identificação de fases, entre outras.

O sucesso na realização da técnica EBSD está totalmente ligado a preparação metalográfica.

O propósito da preparação metalográfica é produzir superfícies polidas que revelem a real

microestrutura do material. A todos os tipos de materiais se aplica o polimento mecânico –

manual ou automático – que consiste no emprego de uma série de abrasivos com tamanhos

decrescentes até que se obtenha uma amostra bem preparada.

Segundo Jonhson (2008), uma amostra foi convenientemente preparada se a superfície de

análise atender aos seguintes requisitos:

Ser plana e livre de arranhões, manchas e outras imperfeições que tendem a

desfigurara microestrutura;

Conter todas as inclusões não metálicas intactas;

Não apresentar problemas de arrancamento de lascas ou escamação quando contiver

compostos duros e frágeis.

O procedimento geral de polimento mecânico, manual ou automático, baseia-se nas seguintes

etapas: corte (amostragem do material, ajuste dimensional e exposição da superfície em

estudo), embutimento (facilidade de preparação e manuseio), desbaste (planificação da

superfície da amostra, redução dos danos causados pelo corte), polimento mecânico (redução

20

da profundidade e quantidade de riscos) e polimento químico-mecânico (reação química

material-abrasivo). Sendo todas as etapas importantes, erros cometidos ou etapas omitidas

culminam em uma superfície inaceitável e em medidas e interpretações errôneas durante a

análise microscópica.

A amostra preparada é posicionada com sua superfície inclinada em um ângulo de 70º com o

eixo X do microscópio – ou 20º com o feixe de elétrons – sendo essa a situação de maior

difração do feixe incidente nos planos cristalográficos do material, (Prior et al., 1996) (Figura

3.8).

Figura 3.8 – Esquema da geometria típica de um sistema EBSD, mostrando a peça polar do

MEV, o feixe incidente, a amostra inclinada, os padrões de difração e a tela de fósforo

interceptando os cones de difração. (Prior et al., 1996)

A formação dos padrões de difração se dá pela incidência do feixe de elétrons, que devido ao

maior diâmetro em relação ao espaçamento interplanar dos materiais, interage com diversos

desses planos atômicos. Dessa interação, surgem os cones de difração (Figura 3.9), que são a

representação gráfica dos elétrons retroespalhados canalizados pelos planos de difração do

retículo cristalino.

21

Figura 3.9 – Esquema da interação elétrons/amostra cristalina e da interseção dos cones de

difração na tela de fósforo, formando os padrões de difração, com destaque para algumas raias

ou bandas de Kikuchi. (Adaptado de Day et al., 2001)

A cada ponto (ou pixel na imagem) analisado é atribuído uma cor que representa uma

orientação do retículo. Assim como as técnicas convencionais de MEV e microscopia óptica,

mapas de EBSD podem ser usados para visualizar a microestrutura do material e também

acessar informações sobre tamanho e forma dos grãos em duas e três dimensões. A partir

desses mesmos dados de orientação de todo o retículo cristalino do material, pode ser gerada

uma enorme variedade de informações visuais e analíticas que incluem orientação cristalina

preferencial ou textura, distribuição de fases, estado de deformações e variações locais de

deformação residual, além de distribuição e energia dos contornos de grão [Martins, 2005].

3.2.2 – Textura e Estampabilidade

A quantidade de energia armazenada durante a deformação plástica fornece o potencial

termodinâmico para a recuperação e a recristalização e, portanto, a microestrutura no estado

encruado de certo modo controla o desenvolvimento, o crescimento e a orientação dos

núcleos que irão se tornar grãos recristalizados. A energia de uma discordância depende de

como ela se encontra distribuída no material, ou seja, da sua interação com outras

discordâncias da vizinhança. Este valor é máximo para uma discordância isolada e muito

menor quando as discordâncias se encontram nas paredes ou contornos de células ou

22

subgrãos. As subestruturas de discordâncias desenvolvidas durante a deformação plástica de

um metal dependem da estrutura cristalina, da temperatura, da deformação aplicada, da

composição química, do modo, da taxa de deformação e da orientação cristalográfica dos

grãos [Martins, 2005].

Durante a deformação plástica de metais, em grãos de diferente orientação, diferentes

quantidades de sistemas de deslizamento são acionados e ocorrem diferentes interações entre

os sistemas de deslizamento e consequentemente armazenam diferentes quantidades de

energia na forma de defeitos cristalinos. [Padilha et al, 2005].

As heterogeneidades mais acentuadas na distribuição de defeitos cristalinos após a

deformação são chamadas de bandas de deformação. Essas heterogeneidades apresentam

altas concentrações de defeitos cristalinos e consideráveis variações de diferenças de

orientação (dezenas de graus) entre regiões distantes poucos micrometros entre si, dentro de

um mesmo grão. Elas são em geral locais preferenciais para o início (nucleação) da

recristalização [Padilha et al, 2005].

Quantificar a energia armazenada em função da orientação é muito importante para se

entender e predizer a cinética de recristalização e a textura.

A energia armazenada no material na forma de discordâncias é liberada em três processos

principais: recuperação, recristalização e crescimento de grão. A recuperação compreende

fenômenos que levam a restauração parcial da microestrutura do material proveniente da

deformação plástica [Blum et al, 1996]. Na recuperação o processo de diminuição de energia

armazenada não envolve movimento de contornos de alto ângulo [Doherty et al, 1997].

Durante a recuperação, a energia armazenada é diminuída pela movimentação de

discordâncias.

A recristalização envolve a formação de uma microestrutura formada por novos grãos, e seu

subsequente crescimento, de modo a consumir a estrutura deformada ou recuperada. A

recristalização descontínua é definida como a eliminação de defeitos através da migração de

contornos de alto ângulo. Algumas ligas encruadas podem amolecer consideravelmente

durante o recozimento sem que ocorra formação e migração de contornos de alto ângulo. Este

processo é conhecido como recristalização contínua [Doherty et al, 1997]. Basicamente, a

recristalização envolve as etapas de nucleação e crescimento.

23

A formação de um núcleo de recristalização (nucleação) é termodinamicamente possível, uma

vez que o aumento de energia devido à criação da interface núcleo/matriz é compensado pelo

abaixamento da energia devido à eliminação de defeitos [Pimenta, 1985]. Os locais

preferenciais de nucleação dos novos grãos se situam sobre as zonas de grande deformação,

como as heterogeneidades de deformação. As heterogeneidades como bandas de transição, de

cisalhamento e maclas de deformação têm alta energia armazenada, sendo locais preferenciais

para formação de núcleos de recristalização, pois possuem grande quantidade de defeitos e

grandes distorções no reticulado. Os modelos de nucleação são descritos sucintamente em

seguida.

Nucleação por migração de subcontornos

O modelo de nucleação por migração de subcontornos admite que a migração é termicamente

ativada e os subcontornos em migração absorvem discordâncias, aumentando sua energia, sua

diferença de orientação e sua mobilidade. A migração de subcontornos está associada a altas

deformações, a distribuição heterogênea de tamanhos de subgrão e a temperaturas

relativamente altas [Humphreys, 1995].

Nucleação por coalescimento de subgrão

O coalescimento de subgrãos ocorre devido à rotação dos subgrãos de tal maneira que os

reticulados de subgrãos vizinhos passam a ser coincidentes. É um mecanismo que elimina

subcontornos, aumentando o tamanho de subgrão e altera as diferenças de orientação entre o

grupo de subgrãos que coalescem e seus vizinhos. Este processo mostra-se mais lento que a

migração de subcontornos e também é termicamente ativado [Humphreys, 1995].

Como foi visto, o processo de nucleação da recristalização requer que um núcleo em potencial

seja capaz de crescer sobre a microestrutura não recristalizada. O crescimento das regiões

livres de defeitos se dá pela migração de contornos de alto ângulo, portanto o entendimento

dos fatores que influenciam a mobilidade dos contornos é de extrema importância

[Humphreys, 1995].

Os fatores que influenciam a mobilidade de subcontornos são temperatura, uma vez que o

mecanismo fundamental é escalada, e a diferença de orientação. Já os fatores que influenciam

a mobilidade de contornos de alto ângulo são temperatura, concentração de impurezas,

orientação relativa entre dois grãos e relação de simetria (CSL - Coincidente Site Lattice).

24

Para altas concentrações de soluto, a mobilidade do contorno é baixa e decresce com o

aumento da concentração (a velocidade do contorno é controlada pela taxa de difusão dos

átomos de soluto). Para baixas concentrações de soluto, a mobilidade é alta e o soluto tem

pouca influência na mobilidade do contorno [Martin et al, 1997].

A microestrutura composta de grãos recristalizados, após o término da recristalização

primária, ainda não é a mais estável. Com a continuidade do tratamento térmico, a quantidade

de contornos passa a fornecer o potencial termodinâmico para o crescimento de grão, de modo

a diminuir o número de grãos por unidade de volume, isto é, reduzir a área total dos contornos

[Humphreys et al, 1995; Padilha et al, 2005].

Em ligas de alumínio que contenham precipitados grosseiros (>1 μm) antes da deformação,

pode ser observada a nucleação da recristalização em torno das partículas. Este efeito é a

nucleação estimulada por partícula (PSN - Particle Stimulated Nucleation) e se deve à alta

energia armazenada ao redor dos precipitados e durante o recozimento estes defeitos formam

subcontornos móveis. Durante o recozimento, ocorre crescimento do subgrão consumindo a

região deformada formando contornos de alto ângulo, ao redor da partícula, tornando-se

núcleos de recristalização e aptos para crescer. Este processo geralmente leva a uma textura

ao acaso, ou seja, textura cristalográfica muito fraca [Padilha et al, 2005].

Dispersão de partículas tem grande influência na cinética de recristalização e no tamanho de

grão final. Precipitados dispersos pequenos e próximos uns dos outros efetivamente retardam

a recristalização devido ao impedimento da movimentação da frente de reação pelas

partículas, tanto de subcontornos como de contornos de alto ângulo. Enquanto que inclusões

grosseiras e com grande espaçamento entre as partículas (> 4μm) aceleram o processo de

recristalização devido ao aumento da taxa de nucleação. A transição de retardamento para

aceleração ocorre para espaçamento entre partículas de aproximadamente 1 a 2 vezes o

tamanho de célula da microestrutura deformada [Hausch et al, 1978].

Como foi dito acima, a aceleração da recristalização em ligas com precipitados grandes está

associada ao aumento da taxa de nucleação. Se o espaçamento interpartículas for

suficientemente grande de modo a não interferir muito na movimentação de subcontornos e

na formação de núcleos, o aumento da fração volumétrica das partículas causa um aumento na

taxa de nucleação e consequentemente, aceleração da recristalização.

25

A orientação cristalográfica, ou simplesmente textura, refere-se a como os planos atômicos

estão posicionados em relação a um sistema de referência fixo.

A existência ou não de textura num material depende de como as orientações dos grãos se

distribuem no material. Considera-se um metal com ausência da textura quando a distribuição

das orientações dos cristais no agregado policristalino é aleatória. Contudo, normalmente as

diferentes etapas de processamento dos metais (solidificação, deformação plástica e

recristalização, por exemplo) conduzem à formação de uma distribuição de orientação

preferencial onde predominam determinados eixos cristalográficos. Portanto, a distribuição de

orientação em um policristal é resultado do processo de fabricação e com isso, a textura

contém informações sobre o histórico de produção do material. A textura apresenta forte

efeito nas propriedades do metal e revela a relação entre parâmetros de processamento do

material e seu desempenho [Martins, 2005].

A recristalização de um aço IF estabilizado ao Ti e Nb é severamente retardada em

comparação, por exemplo, com os aços AK (Aluminium Killed) de baixo carbono. A Figura

3.10 compara o comportamento de cristalização de uma série de análises realizadas com aço

IF recozido a 650°C após uma deformação de 75% e mostra o acentuado retardamento da

recristalização neste aço em comparação com o aço AK [KRAUSS, 2005].

Figura 3.10 – Comparação do comportamento da recristalização de um aço IF recozido a

650°C após uma deformação de 75% com o aço AK. [KRAUSS, 2005]

26

O aço IF estabilizado ao Nb possui uma distribuição fina de partículas (cerca de 8 nm)

em comparação com o aço IF estabilizado com Ti, com tamanho de partículas em torno de 14

nm. Os tamanhos menores das partículas no aço IF-Nb em comparação com o aço IF-Ti é

devido a precipitação que ocorre a temperaturas mais baixas.

Maiores temperaturas de recozimento aceleram a recristalização devido à dispersão de

precipitados estabilizados e do baixo teor de C nos aços IF. Assim, o recozimento pode ser

realizado a temperaturas elevadas, de 800 a 850ºC, no campo da ferrita enquanto nos aços de

alto teor de carbono o recozimento é limitado a temperatura de aproximadamente 700ºC para

evitar a formação de austenita. [KRAUSS, 2005]

Os aços IF laminados a frio e recozidos possuem muito fortes componentes (111) [110] na

textura de recristalização e altos valores da taxa de deformação média (rm).

A Figura 3.11 mostra o efeito do baixo teor de carbono dos aços IF no aumento dos valores

do coeficiente de anisotropia rm. Trabalhos rigorosos a frio também promovem texturas

favoráveis e altos valores do coeficiente de anisotropia rm, como mostrado na Figura 3.12.

Figura 3.11 – Relação entre a % de C e a variação do coeficiente de anisotropia rm

[KRAUSS, 2005].

27

Figura 3.12 – Relação entre a porcentagem de redução na laminação a frio e o valor de rm

(KRAUSS, 2005).

Na laminação, a textura {111} da ferrita aumenta com a deformação. No recozimento a

textura original da deformação é modificada pois, a energia interna armazenada e a estrutura

de discordâncias presentes nos grãos deformados fornecem a força motriz para a

recristalização favorecendo a formação de certos componentes da textura.

Na recristalização se espera que o mecanismo de crescimento de sub-grãos seja o mais rápido,

visto que a energia armazenada é maior nos sub-grãos, o que favorece a formação de

componentes de textura com orientação {111} e {110}. Este fato ocorre preferencialmente

próximo aos contornos de grãos originais. Portanto, a textura do material recristalizado

contém componentes {111} junto com uma pequena quantidade da componente {110} e um

espalhamento de textura aleatória. No crescimento de grão após a recristalização os maiores

grãos têm a textura {111}. Estes grãos continuam a crescer consumindo os pequenos grãos

com outras orientações (PERERA, 1992).

A alta estampabilidade dos aços IF é devida a pequena percentagem de C e N dissolvidos na

ferrita. Os átomos de carbono em solução sólida intersticial degradam a textura de

recristalização {111} e aumentam as componentes desfavoráveis {110} e {100}. Contudo, o

mecanismo pelo qual o carbono intersticial afeta a recristalização não é completamente

dominado (PERERA, 1992). O nitrogênio tem o mesmo efeito do carbono; mas,

28

diferentemente deste, forma nitretos estáveis de TiN e AlN, assim pode-se promover uma

redução adicional de nitrogênio, sem um efeito nocivo à textura (PERERA, 1992).

Para a obtenção de um aço com boas características de estampabilidade é necessário que haja

a formação de uma textura preferencial dos grãos recristalizados, com planos (111) paralelos

à superfície da tira. Além disto, é necessário minimizar o aparecimento de grãos com os

planos (100) sob a mesma orientação (HUTCHINSON, 1984).

As elevadas taxas de aquecimento praticadas no recozimento contínuo promovem um atraso

na recristalização do material. Como o crescimento do grão é considerado acontecer somente

após o término da recristalização, pode-se afirmar (BARBOSA et al., 2001) que materiais

processados com taxas de aquecimento mais baixas possuam mais tempo para algum

crescimento de grão até que a temperatura de encharque seja atingida. Como os grãos com

orientação (111) crescem preferencialmente aos grãos nucleados segundo o plano (100),

quanto maiores forem as condições para o crescimento de grão, melhor será a estampabilidade

do aço IF.

Outro aspecto importante, observado por BARBOSA et al., (2001) é que o tempo disponível

para nucleação dos grãos (111) é inversamente proporcional à taxa de aquecimento. Por isto,

pode-se inferir que a aplicação de um aquecimento mais lento no recozimento contínuo

produz uma maior densidade de planos (111) no material.

3.3 Resistência à Fadiga

A seguir, alguns tópicos relativos a fadiga de materiais serão abordados. Um foco maior será

dado a fadiga sob controle de tensões que é o objetivo principal deste trabalho.

3.3.1 – Princípios da Fadiga

Fadiga é definida como uma falha de material que foi submetido a tensões cíclicas, sendo que

o número de ciclos necessários para quebrar o componente depende da magnitude das tensões

aplicadas e das condições em que são aplicadas. Por exemplo, se um arame é dobrado para

29

frente e em seguida, cuidadosamente, for dobrado para trás, este arame não vai quebrar;

porém, se for aplicado o mesmo carregamento repetidas vezes, então este arame por

influência da modificação da situação de teste poderá romper. Partes como ganchos, peças de

máquinas e aeronaves fraturam pois são submetidos a este tipo de carregamento. Tensões

localizadas causam mudanças estruturais nos produtos, provocando trincas ou fraturas após

um certo número de ciclos. Uma vez iniciada uma trinca, haverá concentração de tensões ao

redor da mesma, o que poderá gerar a fratura principalmente em materiais frágeis. As falhas

por fadiga têm origem em imperfeições superficiais, inclusões e outros defeitos (HORATH,

2000).

A tensão para provocar a falha por fadiga pode ser obtida pelo grau de variação da tensão ou

pelo tipo de tensão. As tensões podem ser axiais, de cisalhamento, torcionais ou de flexão. A

tensão em que um material falha por fadiga num dado número de ciclos é denominada

resistência a fadiga e o limite de tensão no qual não ocorre falha devido as tensões cíclicas

aplicadas chama-se limite de fadiga (HORATH, 2000)

3.3.2 – Tensões Cíclicas

As tensões alternadas aplicadas em componentes podem ser axiais, de flexão ou de torção.

Geralmente, as configurações das tensões cíclicas são representadas pelas Figuras 3.13 e 3.14

(CALLISTER, 1991; DIETER, 1961).

Figura 3.13 – O gráfico de tensão reversa, onde as tensões de tração têm valor igual às tensões

de compressão.

30

Figura 3.14 – Ciclo sob influência da tensão média. O corpo de prova está sempre submetido

a uma tensão de tração, que oscila entre um valor máximo e um mínimo.

A Figura 3.13 representa ciclos de tensão com reversão completa (tensão média igual a zero)

que representa uma situação idealizada por R. R. Moore numa máquina para fadiga sob flexão

rotativa e simula um eixo em operação sem sobrecargas. Para este tipo de ciclo, as tensões

máximas e mínimas têm valores iguais, contudo se as fibras do material são tracionadas

designa-se valor positivo para a tensão e, se forem comprimidas, recebem sinais negativos

(DIETER, 1961).

A Figura 3.14 mostra uma relação assimétrica entre tensão máxima e tensão mínima, pois a

tensão média é diferente de zero. Neste caso, percebe-se as tensões máximas e mínimas são

positivas, porém ambas podem ser negativas ou a tensão mínima pode apresentar um valor

nulo (CALLISTER, 1991; DIETER, 1961).

Com base nas figuras 3.13 e 3.14, destaca-se não só as tensões máximas e mínimas e as

tensões médias (ou residuais), porém ilustra-se as tensões alternadas e a faixa de tensões

aplicadas. Então, destas figuras, pode-se extrair as seguintes relações (CALLISTER, 1991;

DOWLING, 1999; DIETER, 1961):

31

Faixa de tensão ( r): é a diferença entre a tensão máxima ( max.) e tensão mínima

( min.).

Tensão média ( m): é a média aritmética entra as tensões máximas e mínimas.

Tensão alternada ( a): é a metade da faixa de tensão ( r).

Razão de tensão (R): é a razão da tensão mínima sobre a máxima.

Razão de amplitude (A): é a razão entre a tensão alternada e tensão média.

3.3.3 - Curva S-N

O método básico para se apresentar os dados obtidos em ensaios de fadiga pode ser feito

através da curva S-N, onde S representa o valor tensão que se contrapõe a N que é o número

de ciclos necessários para a fratura, e é normalmente representado numa escala logarítmica,

pois a variação deste parâmetro com relação ao nível de tensão aplicada varia rapidamente. O

valor de tensão pode ser expresso por a ou max, porém a relação S-N é determinada para

uma condição específica, em função de m, R ou A (DIETER, 1961). De acordo com as

Figuras 3.15 e 3.16, percebe-se que a curva S-N pode ser apresentada sob influência ou não

da tensão média. Sabe-se que tensões médias de tração diminuem a vida em fadiga de um

componente, conforme pode ser constatado na Figura 3.15. Para conduzir o ensaio de fadiga

sob a influência da tensão média positiva, fixa-se uma taxa de tensão (R) e submete o material

à diferentes tensões médias, o que significa maior tensão máxima numa mesma amplitude

(DOWLING, 1999).

O número de ciclos de tensão que um metal pode suportar antes de se romper, aumenta com o

decréscimo da tensão, como pode ser visto na Figura 3.16 (DIETER, 1961).

32

Figura 3.15 – Efeito da tensão média na vida em fadiga (DIETER, 1961).

Figura 3.16 – Curvas típicas de fadiga para metais ferrosos e não-ferrosos (DIETER, 1961).

3.3.4 – Início e Propagação da Trinca

O processo de falhas por fadiga é caracterizado por três etapas conforme figura 3.17

(CALLISTER, 1991; DIETER, 1961):

33

Figura 3.17 – As etapas do processo de falha por fadiga (DIETER, 1961).

Etapa 1: Iniciação da trinca: o mecanismo de formação de falha por fadiga em metais se

inicia com a formação de bandas de escorregamento persistentes, causadas pela

movimentação de discordâncias no reticulado cristalino em pequenas distâncias, levando à

formação de intrusões e extrusões, ou seja, locais para nucleação de trincas, por acumularem

grande deformação plástica;

Etapa 2: Propagação da trinca: aumento da trinca a cada ciclo de tensão, até que a

instabilidade determinada pela mecânica da fratura seja alcançada;

Etapa 3: Falha final: ruptura do material devido ao rápido crescimento da trinca, uma vez

que esta trinca atingiu o seu tamanho crítico.

Trincas associadas à fadiga geralmente se formam na superfície da peça, num ponto de

concentração de tensão devido as descontinuidades existentes ou formam-se em intrusões e

extrusões existentes no material, criadas pela movimentação de discordâncias durante o

carregamento cíclico (CALLISTER, 1991; DIETER, 1961).

Para a avaliação da taxa de propagação de trinca, geralmente é utilizada uma máquina do tipo

servo-hidráulica. Os corpos de prova cuidadosamente pré-trincados são ciclados em torno de

uma tensão média e de acordo com a razão R (= σmin/ σmax ), e o comprimento da trinca é

monitorado durante o ensaio. A partir deste ensaio, gera-se o gráfico comprimento de trinca

34

como uma função do número de ciclos de fadiga, representado na figura 3.18 (GODEFROID

et al 2006).

A partir desse gráfico aplicam-se os conceitos da mecânica de fratura elástica linear, e

trabalha-se com o gráfico taxa de propagação de trinca da/dN como uma função do fator

cíclico de intensidade de tensões ΔK (Kmax - Kmin) . A relação da/dN x ΔK é representada em

um gráfico com escalas logarítmicas e fornece para a maioria dos materiais uma curva

sigmoidal, conforme esquematizado na figura 3.19. Esta figura mostra que o processo de

propagação de trinca por fadiga é dividido em três regiões (EWALDS, 1986; RICARDO,

2003).

Figura 3.18 – Curvas tamanho de trinca x número de ciclos de fadiga, mostrando o efeito do

nível de tensão aplicado (GODEFROID, 2006)

35

Figura 3.19 – Curva sigmoidal [Log (da/dN) x Log (ΔK)] de propagação de trinca por fadiga

(GODEFROID, 2006).

Dentro da região I a taxa de propagação de trinca torna-se cada vez menor com o decréscimo

de ΔK. Existe nesta região, o limiar ΔKth (threshold), abaixo do qual as trincas não crescem.

Neste caso, a trinca não avança de uma quantidade definida por ciclo, mas de maneira bem

mais complexa. A microestrutura e as condições de carregamento influenciam fortemente o

limiar ΔKth. Nesta região, as taxas de propagação de trinca correspondem aos primeiros

estágios da formação e da propagação da trinca (RICARDO, 2003).

Na região II, o comportamento é normalmente caracterizado por uma reação linear entre Log

(da/dN) x Log (ΔK). Nesta região a trinca geralmente cresce através do avanço de uma

quantidade definida por ciclo de tensão. Para esta situação, a microestrutura e as condições de

carregamento não são tão importantes (GODEFROID, 2006).

O estágio final da propagação da trinca está caracterizado pela região III, quando ΔK (ou mais

especificamente Kmax ) aproxima-se da tenacidade a fratura do material. Esta região sofre

grande influência da microestrutura e das condições de carregamento (GODEFROID, 2006).

36

Assim, em todos os ensaios de propagação de trinca por fadiga a carga máxima é calculada de

tal forma a se ter a propagação da trinca sempre no regime linear-elástico (RICARDO, 2003).

5.3.5 – Previsão da Vida em Fadiga para Análise de Tensões

Baseado no número de ciclos de tensão ou deformação que o material trabalha, pode-se

dividir a fadiga em duas situações: fadiga de alto ciclo (trabalha com baixas cargas e possui

tempo longo para a falha) ou fadiga de baixo ciclo (trabalha com altas cargas e possui tempo

curto para a falha) (CALLISTER, 1991).

Vida sob Tensão

Existem 2 modelos de falhas por fadiga e cada uma tem seu propósito: vida sob tensão (S –

N) e vida sob deformação (e - N). Neste trabalho, será discutido o modelo de estudo de falhas

por fadiga que considera a vida sob tensão.

Este é o mais antigo dos 2 modelos e o mais usado para fadiga de alto ciclo (>103 ciclos), pois

gera imprecisões se for usado para fadiga de baixo ciclo . Este modelo é baseado na tensão e

tenta determinar a resistência a fadiga ou o limite de fadiga do material que tem o ciclo de

tensões mantido abaixo de um nível que provocaria a falha. Então, o componente é projetado

baseado na resistência a fadiga do material ou o limite de fadiga, junto com a consideração de

um fator de segurança, mantendo-se assim uma baixa tensão nos locais mais solicitados, com

o intuito de que a trinca nunca comece, pois presume-se que o material estará trabalhando no

regime elástico (NORTON, 1995).

Para uma curva S-N numa escala log-log e sem a influência da tensão média, a representação

matemática desta curva, para o trecho reto, é

Sa=A.Nf .B (4.1)

Onde temos:

A=2.b.Sf’ e B=b. (4.2)

Então, uma outra maneira de representar a equação é como Basquin a representou:

Sa=Sf ’.(2.Nf ).b (4.3)

37

Sendo que Sf’ é o coeficiente de resistência à fadiga do material e b é o expoente de Basquin,

de acordo com o material (DOWLING, 1999).

Uilizando o trabalho de Basquin, Morrow adaptou a equação considerando a influência da

tensão média, gerando a equação de Basquin-Morrow, dada por:

Sa = (Sf ’ - Sm).(2.Nf ).b (4.4)

Desta equação pode-se prever a vida em fadiga de um material metálico, conhecendo-se as

tensões aplicadas e os parâmetros do material (b e Sf ’). Valores típicos de expoente de

Basquin (b) situam-se entre –0.05 e –0.12, e o coeficiente de resistência (Sf ’) é em muitos

casos numericamente igual a tensão real de ruptura observada em ensaios monotônicos de

tração. Todavia, para ligas de titânio e de alumínio de alta resistência, nem sempre o

coeficiente de resistência pode ser igualado à tensão real de ruptura observada nestes

materiais, e os valores de expoente de Basquin podem atingir até –0.339, como mostra a

Tabela 3.3 (NORTON, 1995).

Tabela 3.3: Propriedades mecânicas e parâmetros de fadiga de alguns materiais metálicos

(NORTON, 1995).

Parâmetros que afetam a Vida em Fadiga

O comportamento dos materiais de engenharia quanto à fadiga depende de uma série de

fatores que afetam consideravelmente a vida em fadiga dos componentes. Estes fatores podem

ser tensões residuais, variáveis metalúrgicas, efeitos superficiais, geometria e o meio

envolvido (CALLISTER, 1991).

38

=> Tensão Residual (ou Média): O ato de deformar ou tratar termicamente um componente

é capaz de criar deformações localizadas, acima do limite de escoamento do material,

formando tensões residuais . Um bom projeto requer que o engenheiro diminua, o máximo

possível, as tensões residuais de tração, para não se criar efeitos negativos no componente. O

ideal é que se criassem efeitos positivos. Para cada caso particular deve haver uma quantidade

de testes (destrutivos) que caracterizem o componente quanto a tensão residual aplicada. Se os

testes não forem executados, estima-se um fator de segurança considerando que as tensões

reais serão maiores do que aquelas calculadas analiticamente. Sendo a falha por fadiga um

fenômeno que ocorre sob tensões de tração, pode-se perceber os benefícios e os malefícios

que as tensões residuais podem provocar. Segundo NORTON (1995), os valores positivos de

Sm (tensão residual de tração) diminuem a vida do material sob fadiga numa dada amplitude

Sa de tensões. Percebe-se que se houver uma tensão média de compressão, este componente

terá maior vida em fadiga se comparado ao que possuir tensão média de tração.

=> Tratamentos Mecânicos Superficiais: Dentre os processos de tratamentos superficiais,

citar-se-á dois processos que provocam tensões residuais compressivas, já que são métodos

para aumentar o desempenho em fadiga de um componente (CALLISTER, 1991; NORTON,

1995; DIETER, 1961):

Shot peening: Consiste na deformação plástica de uma superfície, por meio de esferas

pequenas com diâmetros entre 0.1 a 1mm que são lançadas em alta velocidade de

encontro a superfície a ser tratada. O resultado da deformação, com profundidade

entre um quarto e metade do diâmetro da esfera, induz tensão compressiva, o que

aumentará a vida em fadiga do componente (CALLISTER, 1991; NORTON, 1995).

Cold forming: Aplicação particular em raios e chanfros contidos em eixos, onde

através de rolos provoca-se a deformação plástica da superfície de revolução do

componente, resultando uma tensão compressiva na superfície que protegerá a mesma

dos carregamentos de flexão rotativa ou torção reversa (NORTON, 1995)

=> Concentração de Tensões: A presença de concentradores de tensões no material como

entalhes, furos, roscas, pequenos raios de arredondamento, rugosidade da superfície, inclusões

e superaquecimento localizado, diminuem consideravelmente a vida em fadiga (CALLISTER,

1991; DIETER, 1961), pois os valores de tensões encontradas nos locais de concentração de

39

tensões são maiores que a tensão nominal calculada. Então, como fator de concentração de

tensão teórico, tem-se a razão entre a tensão máxima e a tensão nominal (DIETER, 1961).

=> Efeitos do Meio envolvido:

Temperatura: Quanto maior a temperatura, menor será a resistência do material.

Sendo assim, também será menor a resistência a fadiga e o limite de fadiga

(HORATH, 2000).

Corrosão Fadiga: É um processo combinado de ações repetidas de tensões

juntamente com a corrosão que usualmente é o agente responsável pela iniciação da

trinca. Os métodos para se prever a vida de um equipamento nestas condições ainda

não estão bem definidos, principalmente numa região de encontro de fenômenos como

corrosão sob tensão e presença de hidrogênio, que podem aumentar a taxa de

propagação da trinca por fadiga (DIETER, 1961). A corrosão induz um defeito ou

produz um ponto que dará origem a uma trinca de fadiga. Porém, o inicio da corrosão

propriamente dita se dá após o desenvolvimento de uma trinca de fadiga . As variáveis

deste processo (corrosão - fadiga) estão representadas por número de ciclos de fadiga

(alto ou baixo ciclo), freqüência, tensões principais aplicadas (amplitude de tensão),

meio corrosivo, composição da liga (maior resistência à corrosão para ligas contendo

cromo), microestrutura, limite de escoamento, densidade e espessura (LAMPMAN,

1994; DIETER, 1961). A trinca de fadiga, com raras exceções, se iniciará na

superfície da peça. Então, diz-se que as condições da superfície são sensíveis, por

exemplo, a tensões térmicas (rápida troca de temperatura), corrosão e às ondas de

tensão, sendo que, se não houver o meio corrosivo teremos apenas a fadiga

convencional. As trincas provocadas por corrosão fadiga podem ser reduzidas ou

eliminadas pela redução dos ciclos de tensão, diminuindo o valor das tensões e/ou

removendo o agente corrosivo. Adicionalmente podem ser adotadas características

geométricas e dimensionais mais favoráveis, ou utilizar materiais mais resistentes

(LAMPMAN, 1994).

40

3.4 - Fadiga em aços IF

Segundo LEMOS et al (2005) a resistência mecânica a tração de um aço está

proporcionalmente relacionada ao limite de resistência a fadiga do mesmo. Assim, um alto

valor na resistência mecânica a tração significa um alto limite de resistência a fadiga,

garantindo uma maior resistência à nucleação de trincas de fadiga em bandas de deslizamento

(extrusões e intrusões).

De acordo com a Tabela 3.4, o aço IF apresenta um baixo valor de resistência mecânica, se

comparado com os aços convencionais. Isto leva a conclusão que ele também possuirá um

baixo valor para o limite de resistência a fadiga, novamente comparado com os aços

convencionais.

Um estudo realizado por LEMOS et al (2005) buscou caracterizar comparativamente, através

de simulação laboratorial a resistência mecânica a tração e a vida em fadiga dos aços:

inoxidáveis das classes austeníticos (AISI 304) e ferríticos (AISI 439), baixo carbono

revestido em chumbo (aço-Pb) e livre de interstícios (IF). Os materiais, no âmbito geral do

projeto, foram observados em relação ao seu comportamento frente à fadiga mecânica, de

acordo com as Normas ASTM E 466/468, isto é, traçado de curvas tensão alternada versus

vida em fadiga. Em outras palavras, estudou-se o comportamento destes materiais em função

de curvas de Wöhler, tensão alternada versus vida em fadiga.

A Tabela 3.4 representa os resultados obtidos por LEMOS et al (2005) referentes ao ensaio de

tração. Já a Figura 3.20 mostra as curvas de Wöhler , tensão alternada versus vida em fadiga,

para os aços em questão.

Tabela 3.4 – Propriedades Mecânicas em Tração (L – Longitudinal; T – Transversal)

(LEMOS et al, 2005)

41

Figura 3.20 – Curvas de Wöhler - tensão alternada versus vida em fadiga. (L – Longitudinal;

T - Transversal) (LEMOS et al, 2005)

Fazendo uma associação entre a Tabela 3.4 e a Figura 3.20 é perceptível a relação direta entre

a Resistência Mecânica e o Limite de resistência a Fadiga, comprovando o fato dito

anteriormente.

42

4. Materiais e Métodos Experimentais

Os itens a seguir apresentam uma sucinta descrição dos materiais utilizados, bem como a

metodologia para a realização dos ensaios dessa dissertação.

4.1 – Materiais utilizados

Neste trabalho foi utilizado um aço IF ligado ao Ti, em três diferentes condições de

processamento termo-mecânico:

laminados a quente (LQ);

laminados a frio + recozimento em caixa (LF);

laminados a frio + recozimento contínuo + galvanizado (LFG).

A figura 4.1 mostra a linha de produção destes aços na ArcelorMittal, empresa que forneceu

os materiais para a realização deste trabalho.

43

Figura 4.1 – linha de produção dos aços IF na ArcelorMittal. (CORRÊA, et. al. 2011)

Os círculos 1, 2 e 3 presentes na Figura 4.1 representam, respectivamente, as três diferentes condições de processamento termomecânico

estudados do aço IF: LQ, LF e LFG.

44

Figura 4.1 – linha de produção dos aços IF na ArcelorMittal. (CORRÊA, et. al. 2011)

Os círculos 1, 2 e 3 presentes na Figura 4.1 representam, respectivamente, as três diferentes

condições de processamento termomecânico estudados do aço IF: LQ, LF e LFG.

Cabe enfatizar que a empresa não forneceu nenhum dado operacional específico dos

processamentos termomecânicos estudados.

4.2 – Análise Química

As análises químicas do aço IF foram realizadas na Empresa Vallourec & Sumitomo Tubos

do Brasil (VSB), em Jeceaba. Utilizou-se um Espectrômetro de Emissão Ótica, marca

ThermoARL (Figura 4.2), equipamento este que utiliza o programa FELAST, específico para

análise de aço.

A técnica de emissão óptica fornece determinações rápidas e acuradas de até 32 elementos em

uma amostra. As análises com alta precisão são realizadas em menos de 1 minuto, dando

assim, informações rápidas e precisas da composição química do material.

(a) (b)

Figura 4.2 - Espectrômetro de Emissão Ótica, marca ThermoARL usada para a análise (a) e

exemplo de uma amostra “queimada” após ser analisada pelo equipamento.

45

4.3 - Metalografia

As amostras para metalografia foram preparadas em seções longitudinal e transversal à

laminação, e observadas em um microscópio ótico, com analisador de imagens, usando o

reativo químico Picral. O embutimento foi indispensável, pois se tratou de amostras com

pequena espessura.

A preparação metalográfica envolveu a sequência padrão de lixamentos , com lixas de SiC.

Foram utilizadas lixas com granulometria de 180, 220, 320, 400, 500, 600, 800 e 1200 e

depois foi feito polimentos com solução aquosa de alumina de granulometria de 1µm e pasta

de diamante com granulometria de 0,25µm.

A solução de reativo Picral utilizada foi preparada com 3ml de solução aquosa de ácido

pícrico (C6H3N3O7) em 25ml de etanol (C2H5OH). Para realizar o ataque químico, a amostra

polida foi imersa na solução por um intervalo de tempo suficiente para que a superfície

espelhada se tornasse fosca. Este reativo tem o objetivo de revelar os grãos de ferrita, que

ficam claros, atacando os contornos de grão, que ficam escuros. A Figura 4.3 ilustra o

microscópio ótico LEICA do GesFraM utilizado na análise.

Figura 4. 3 – Microscópio ótico LEICA do GesFraM.

46

4.4 – Análise de Textura

Para a realização deste trabalho utilizou-se um Microscópio Eletrônico de Varredura modelo

JEOL JSM-5510 na função EBSD da Escola de Minas – UFOP, mostrado na Figura 4.4.

Foram analisadas as amostras de aço IF nas três condições diferentes para a caracterização de

textura nestes aços.

Figura 4. 4 - Equipamento da Escola de Minas (UFOP) para análise de textura

As amostras foram preparadas no laboratório do DEGEO–UFOP (Departamento de Geologia

da Universidade Federal de Ouro Preto) sendo submetidas a uma série de processos

materialográficos (Fig. 4.5) para o desenvolvimento de procedimentos ou roteiros de

preparação para análise via EBSD.

Inicialmente, as amostras tiveram suas superfícies de interesse cortadas em uma serra de

precisão e baixa rotação IsoMet® Low Speed Saw – Buehler, com rotações de 150rpm

(300rpm máximo do equipamento), e a elas acopladas discos abrasivos Diamond Wafering

Blades 15LC® – Buehler, de 127mm (5”) de diâmetro e 0,76mm (0,030”) de espessura, sem a

introdução de pressão externa ao sistema – apenas o peso do conjunto amostra/holder

pressionava o disco contra a superfície de corte. Tais discos foram escolhidos devido à

pequena espessura, logo a acuracidade do corte em relação aos inconvenientes dos discos

convencionais - cut-off wheels. Os materiais tiveram, além da superfície de corte, o tamanho

47

ajustado, tendo em vista o tamanho máximo, 32mm, da amostra para embutimento. O

mecanismo de corte das serras de precisão é a fricção entre o disco abrasivo e a superfície da

amostra. Logo para prevenir a introdução de deformação residual, o bloqueio mecânico da

superfície cortante pelas partículas arrancadas no processo, facilitar o corte e manter estável e

adequada a temperatura superficial da amostra, utilizou-se lubrificantes IsoCut® Fluids –

Buehler, à base de petróleo, o qual tem viscosidade suficiente para gerar altas taxas de

molhabilidade e garantir o fluxo de detritos e partículas para além da superfície de corte.

Figura 4.5: Fluxograma dos procedimentos de preparação de amostra para difração de

elétrons retroespalhados (EBSD).

As amostras devidamente cortadas foram submetidas à limpeza ultrasônica em um

equipamento UltraMet® Sonic Cleaners – Buehler com uma solução especial UltraMet 2®

Sonic Cleaning Solution - Buehler, de modo a retirar da superfície qualquer resquício de

lubrificante o qual poderia danificar, e em alguns casos propiciar a oxidação das amostras.

48

O embutimento das amostras foi feito em resina epóxi EpoxiKwick® - Buehler na proporção

de 5:1 resina e endurecedor; embora o tempo de cura dessa resina seja relativamente baixo, 6

horas, tal proporção apenas adquire resistência suficiente para suportar o processo de

polimento após algumas horas adicionais. Assim os embutimentos eram deixados nos moldes

durante 24 horas para cura completa.

As etapas de desbaste (rough polishing), polimento (fine polishing) e polimento químico-

mecânico foram todas realizadas em uma politriz semi-automática MiniMet® 1000 Grinder-

Polisher – Buehler. O desbaste (rough polishing), para exposição e planificação da superfície,

além da redução dos danos impostos pelo corte foi realizado em vários passos com discos

diamantados UltraPrep™ Metal-bonded Diamond Discs - Buehler de granulometria 45μm e

15μm, e também lixas CarbimMet® 2 Abrasive Discs - Buhler de SiC (Carbeto de Silício)

com granulometria 240, 320, 400, 600 e 1200; a escolha de qual abrasivo seria utilizado

inicialmente levava em conta a dureza teórica do material. Assim como na etapa de corte, um

líquido lubrificante e arrefecedor MetaDi® Fluid – Buehler foi utilizado.

O polimento mecânico (fine polishing) de todas as amostras envolveu os seguintes abrasivos:

pastas de diamante MetaDI® II Diamond Paste – Buhler, de granulometrias 9μm, 6μm, 3μm,

e 1μm, suspensões de diamante MetaDI® Diamond Suspension - Buehler de 0.25μm e 0.1μm

e alumina MicroPolish® II Deagglomerated Alumina Suspension – Buehler, alpha 0.3μm e

gamma 0.05μm. Nas pastas de diamantes os cristais são monocristalinos e sintéticos, os quais

contem bordas afiadas além de serem isentos de inclusões, o que garante altas taxas de

remoção, embora introduzam certa quantidade de deformação subsuperficial.

Nas suspensões de diamante os cristais são naturais e policristalinos, os quais têm mais

facetas para corte do que os monocristais, e, portanto, geram menos deformação

subsuperficial, além de serem ideais para amostras multifásicas. As aluminas utilizadas são

todas hexagonais desaglomeradas e em suspensão, diluidas de 1:3 em água destilada.

Para a aplicação das pastas de diamante, as superfícies de polimento eram tecidos de nylon

com tramas definidas, próprios para retenção da planicidade da superfície, e aplicação em

fases duras, com a utilização de um librificante. No caso das suspensões de diamante e

alumina, os panos de polimento eram do tipo rayon e felpudos para manter o abrasivo fino

sobre o mesmo, e não se utilizou lubrificantes, pois tratavam-se de suspensões aquosas.

49

Finalmente, o polimento químico-mecânico foi realizado com sílica coloidal 20nm e/ou

solução alcalina de alumina e sílica coloidal, em superfícies de polimento igual àquelas

utilizadas nas menores granulometrias do polimento. Nessa etapa, além da politriz

semiautomática, foi utilizada uma politriz vibratória VibroMet 2 – Buehler.

Após cada uma das etapas supracitadas, as amostras foram limpas em banho ultrasônico e

secadas com álcool isopropílico ou acetona sob jato de ar.

4.5 – Ensaio de Dureza

O ensaio da macrodureza foi feito nas amostras de acordo com o método Vickers. Foi utilizada uma

carga total baixa de 10 kgf. O resultado da dureza foi obtido através de uma média aritmética simples

entre cinco ensaios. A figura 4.6 ilustra o equipamento (durômetro) usado para a obtenção da

dureza Vickers.

Figura 4.6 – Máquina para medição da dureza Vickers (durômetro)

50

4.6 – Ensaio de tração

Com o objetivo de se obter uma caracterização mecânica inicial dos aços estudados e sobre

tudo gerar dados para os ensaios de fadiga foram feitos ensaios de tração.

Estes ensaios foram realizados numa máquina servo-hidráulica MTS com célula de carga com

capacidade de 10 toneladas com aquisição de dados por computador. Foi utilizada uma taxa

de deformação de 5mm/min, a uma temperatura ambiente de 25ºC e umidade relativa do ar de

60%. A Figura 4.7 ilustra o equipamento do GesFraM utilizado para os ensaios de tração.

Foram usados 3 corpos-de-prova para cada material estudado.

Figura 4. 7 - Equipamento do GesFraM para ensaios de tração e de fadiga.

4.7 – Ensaio de fadiga

Os ensaios de fadiga foram realizados na citada máquina servo-hidráulica (Figura 4.7), com

uma frequência de 30Hz, na temperatura de 250C, numa razão R entre tensões de 0,1.

51

Foram utilizados 3 corpos de prova para cada nível de carregamento cíclico. A orientação dos

corpos-de-prova em relação a conformação mecânica (laminação) das chapas foi de maneira

que o carregamento foi aplicado na direção longitudinal à conformação.

Os resultados obtidos do ensaio de fadiga foram apresentados numa curva tensão-número de

ciclos, ou simplesmente curva S-N.

. 4.8 – Confecção dos corpos de prova.

Os corpos de prova para os ensaios de tração e de fadiga foram confeccionados através de

chapas do aço IF cedidas pela ArcelorMittal. A Figura 4.8 ilustra o esquema usado como

padrão para a construção dos corpos de prova. A direção de corte empregada foi a

longitudinal ao processo de conformação (Laminação).

Figura 4. 8 - Esquema dos corpos de prova para ensaios de tração e de fadiga.

Dimensões em mm.

As espessuras das chapas do aço IF LQ e do aço IF LF doados pela ArcelorMittal para a

realização deste trabalho foram diferentes. Assim, os corpos de prova do aço IF LQ e IF LF

foram confeccionados com espessura de 4mm e 0,8mm, respectivamente. O Aço IF LFG

possui a mesma espessura do aço IF LF.

52

4.9 - Fratografia

Com o objetivo de caracterizar a superfície de fratura, utilizou-se um Microscópio Eletrônico

de Varredura modelo JEOL JSM-5510 da empresa CDTN (Centro de Desenvolvimento da

Tecnologia Nuclear), mostrado na figura 4.9. Foram analisadas as amostras de aço IF nas três

condições diferentes para a caracterização do mecanismo de fratura após os ensaios de tração

e de fadiga.

Figura 4. 9 – Microscópio eletrônico de Varredura (MEV) pertencente a CDTN

53

5 – Resultados e Discussão

Nesse capítulo serão apresentados os resultados obtidos durante a realização dos ensaios e

uma breve discussão sobre eles.

5.1 – Análise Química

Esta análise foi realizada para o aço IF LQ, LF e LFG e os valores médios estão registrados

na tabela 5.1.

Tabela 5.1 - Composição química dos aços IF LQ, LF e LFG (%massa)

AÇO C Mn P S Si Ni Cr Mo V Nb B Ti N Sn

LQ 0.002 0.118 0.0090 0.0043 0.007 0.005 0.012 0.001 0.001 0.0002 0.0002 0.0377 0.0041 0.0003

LFG 0.003 0.132 0.0120 0.0043 0.006 0.004 0.014 0.002 0.002 0.0017 0.0002 0.0396 0.0036 0.0010

LF 0.003 0.127 0.0140 0.0044 0.006 0.003 0.013 0.002 0.002 0.0015 0.0002 0.0417 0.0026 0.0010

A composição química obtida está de acordo com a faixa de variação prevista por KRAUSS,

et al., (1991), onde é perceptível a baixa concentração de elementos interticiais carbono C e

nitrogênio N presentes neste aço. Cabe enfatizar que trata-se do mesmo aço IF que foi sujeito

a processamentos termomecânicos diferentes.

Assim, o aço IF estudado neste presente trabalho possui uma quantidade de Ti em % peso de

aproximadamente 0,041 e 0,038 para os aços IF LQ, IF LF e IF LFG, respectivamente, sendo

considerado um aço IF estabilizado (acalmado) ao titânio.

5.2 - Metalografia

O aço IF apresenta em sua composição química cerca de 99,7% de ferro e cerca de 0,003% de

carbono, em peso, conforme Tabela 5.1. Assim, é fácil prever que a microestrutura do aço IF

será composta somente da fase ferrita e algumas inclusões (como nitretos e carbonetos). A

análise feita por microscopia ótica identificou a fase ferrita nas três condições

Pb As Ca Zr Co W Zn Se Sb Bi Alsol Fe Ceq

0.0000 0.0005 0.0000 0.0011 0.0010 0.0018 0.000 0.000 0.000 0.000 0.023 99.75 0.03

0.0003 0.0007 0.0001 0.0016 0.0010 0.0028 0.003 0.001 0.001 0.001 0.029 99.70 0.03

0.0003 0.0007 0.0001 0.0015 0.0010 0.0024 0.000 0.000 0.001 0.001 0.049 99.69 0.03

54

termomecânicas em que o aço IF foi submetido (LQ, LF e LFG). As Figuras 5.1 – 5.6

comprovam esta expectativa e apresentam a microestrutura do aço IF reveladas pelo reativo

Picral.

(a)

(b)

Figura 5.1 – Microestrutura da amostra IF LQ com um aumento de 200x revelada pelo reativo Picral.

(a)Direção longitudinal e (b) direção transversal a laminação.

55

(a)

(b)


Picral. (a)Direção longitudinal e (b) direção transversal a laminação.

56

(a)

(b)

Figura 5.3 – Microestrutura da amostra IF LF com um aumento de 200x revelada pelo reativo Picral.


57

(a)

(b)

Figura 5.4 – Microestrutura da amostra IF LF com um aumento de 500x revelada pelo reativo Picral.


58

(a)

(b)

Figura 5.5 – Microestrutura da amostra IF LFG com um aumento de 200x revelada pelo reativo Picral.


59

(a)

(b)

Figura 5.6 – Microestrutura da amostra IF LFG com um aumento de 500x revelada pelo reativo Picral.


60

A diferença entre o tamanho de grão ferrítico é nitidamente notada nas figuras

anteriores. Assim, em média o tamanho de grão para o IF LQ gira em torno de 30 a 35µm

enquanto que para os aços IF LF e IF LFG de 15 a 20µm.

Também, analisando as figuras percebemos que visualmente não ocorre diferença

microestrutural para o aço IF que passou pelo mesmo processo termomecânico nas direções

longitudinal e transversal.

Com o objetivo de visualizar a camada de galvanização, fotos da extremidade das

amostras IF LFG foram obtidas. No entanto, percebeu-se que quanto mais a amostra era

polida e atacada, menos visível ficava a camada de galvanização. Assim, o lixamento e o

polimento contribuíam para com que a camada se soltasse da amostra, bem como o ataque

químico que corroia mais a camada do que o restante da amostra. Por fim, se a amostra fosse

somente lixada até a lixa com granulometria de 1200 a camada ficava mais nítida e quando a

amostra era polida e atacada a camada ficava menos visível (Figura 5.7). Baseado na figura

5.7, observa-se que a camada de galvanização possui espessura de aproximadamente 9µm.

Figura 5.7 – Detalhe da camada de galvanização da amostra IF LFG na direção longitudinal

com um aumento de 1000x após o lixamento com uma lixa de granulometria 1200, polimento

com pasta de alumina e ataque químico com Picral.

61

De acordo com TAMURA et al, (1988); as chapas galvanizadas de aços IF produzidos apenas

com adição de titânio podem apresentam falta de aderência do revestimento quando sujeita a

processamentos mecânicos. Isto justifica o fato da camada se desprender da amostra durante o

processo de preparação da mesma.

Conforme dito anteriormente, o nível de conformabilidade do aço IF está diretamente

correlacionado a quantidade de titânio adicionada ao mesmo. Segundo LASCOSQUI, et al.,

(2007), esta estabilização ao titânio ocasiona a formação de precipitados de titânio observados

por PINHEIRO, et al,. (2001) e GUERRA, et al, (2004).

Neste contexto, a figura 5.8 é a micrografia do aço IF LF com um aumento de 1000x

demonstrando a presença dos precipitados de Titânio.

Figura 5.8 - Micrografia do aço IF LF com um aumento de 1000x demonstrando os

precipitados de Titânio.

62

5.3 - Análise de textura

A partir das análises realizadas por difração de elétrons retroespalhados (EBSD) foi traçado o

mapa de figura de polo inversa. Analisando as cores obtidas pode-se concluir se há as

orientações dos grãos.

Nas figuras 5.9; 5.10 e 5.11 são apresentados os mapas de orientação de grãos para os aços IF

LQ, IF LF e IFLG, respectivamente. Nota-se, que esta técnica comprova o efeito do

processamento termomecânico no tamanho de grão ferrítico, pois, é visível o tamanho de

grãos menores e o refino de grãos nos aços IF LF e LFG comparados com o aço IF LQ.

Figura 5.9 - Mapas de orientação de grãos para o aço IF LQ. À direita encontra-se o código de

cores definindo as orientações de cada grão.

Figura 5.10 - Mapas de orientação de grãos para o aço IF LF. À direita encontra-se o código

de cores definindo as orientações de cada grão.

63

Figura 5.11 - Mapas de orientação de grãos para o aço IF LFG. À direita encontra-se o código

de cores definindo as orientações de cada grão.

Analisando as cores obtidas, nota-se que a microestrutura do IF LQ apresentou textura mais

aleatória, visto que as cores obtidas foram bastante heterogênias, ou seja, não teve a

predominância de nenhuma cor.

Já a microestrutura do aço IF LF e do aço IF LFG apresentou textura pronunciada com

tendência para a família de planos {111}caracterizado pela predominância da cores azul e

roxo.

De acordo com PERERA, (1992), na laminação, a textura {111} da ferrita aumenta com a

deformação. Isto explica o fato dos aços IF LF e IF LFG (mais deformados) possuírem uma

textura tendendo para {111} e o aço IF LQ não possuir.

A ótima estampabilidade dos aços IF é perceptível, pois segundo HUTCHINSON, (1984),

para a obtenção de um aço com boas características de estampabilidade é necessário que haja

a formação de uma textura preferencial dos grãos recristalizados, com planos (111) paralelos

à superfície da tira.

5.4 - Ensaio de Dureza

A macro dureza Vickers foi analisada tendo como resultado a média simples entre 5 ensaios.

A Tabela 5.2 apresenta estas medidas e o valor da macrodureza média das três amostras de

aço IF. A força utilizada durante os ensaios e a espessura das chapas são grandezas envolvidas

neste ensaio que também são demonstrados na tabela 5.2.

64

Tabela 5.2 – Obtenção do valor médio para a dureza Vickers para o aço IF.

Em relação aos aços convencionais, o aço IF apresenta um valor relativamente baixo de

dureza, o que, segundo PEREIRA, et al., (1999), justifica sua maior aplicação em peças que

necessitam de materiais de alta conformabilidade.

5.5 - Ensaio de tração

Três corpos-de-prova para cada tipo de conformação do aço IF foram submetidos ao ensaio de

tração obtendo os dados relacionados na Tabela 5.3.

Tabela 5.3 – Relação entre o Limite de Escoamento, o Limite de resistência e a deformação

total para os aços IF LQ; LF e LFG

Confrontando a Tabela 5.3 e a figura 5.12 com a figura 3.4 percebe-se que os valores

esperados para o limite de resistência do aço IF estão próximos dos obtidos neste Ensaio.

Material Grandezas

Envolvidas

Número de ensaios realizados Valor médio

dureza Vickers

(HV)

Desvio

Padrão Espessura Força 1 2 3 4 5

IF LQ 4,00mm 10kgf 95,8 92,8 93,6 91,6 93,6 93,5 1,53

IF LF 0,75mm 10kgf 67,3 69,9 68,6 68,6 68,6 68,6 0,92

IF LFG 0,80mm 10kgf 74,2 74,1 74,2 72,1 74,1 74,1 1,00

Aço IF Limite de

Escoamento (MPA)

Limite de resistência

(MPA)

Deformação Total

LQ 196 283 38

LF 110 267 39

LFG 134 302 37

65

Assim, segundo LEMOS et al (2005) e SANTANA (2007) é previsto um limite de resistência

para os aços IF entre 250 a 320 MPa o que novamente comprova que o resultado obtido está

dentro do esperado.

Os resultados obtidos para o limite de resistência deste aço irão variar dependendo do

processo termomecânico. Para o aço IF LFG o ciclo de Recozimento é dado pelo Forno

Continuo da galvanização o que confere ao material uma resistência maior, comparado com o

aço IF LF, tendo tempo baixos de recozimento. No caso do IF LF o ciclo de recozimento é

dado em Forno em Caixa o que tornou o material mais macio. Já para o IF LQ esperava-se

que este material não tivesse Patamar de Escoamento e que em ordem de grandeza o LE fosse

superior aos outros dois.

Desta forma, o resultado obtido para o Limite de resistência do aço IF LF e LFG está coerente

com o previsto que foi explicado pelos diferentes processos.

Para o aço IF LQ, o limite de resistência encontrado está fora da ordem prevista pelo mesmo,

resultado que pode ter sido influenciado pela Homogeineidade de Composição Química ou

pela posição de retirada da amostra na Bobina a Quente.

Figura 5.12 – Gráfico Tensão x Deformação para o aço IF LQ, LF e LFG

66

5.6 - Ensaio de Fadiga

Após serem realizados os ensaios de fadiga para o aço IF LQ, LF e LFG os dados foram

convertidos em gráficos – curva S-N – para a previsão da vida útil em cada situação (Figura

5.13). Deste modo, é notável que o aço galvanizado IF (LFG) teve a maior resistência ao

trincamento por fadiga em comparação com os outros dois aços estudados. Este fato deve-se

principalmente a presença da camada de galvanização que blindou a superfície do material

dificultando o aparecimento de trincas iniciais e aumentando assim o limite de fadiga deste

aço.

Este comportamento está relacionado com a proporcionalidade entre a resistência mecânica à

tração e o limite de resistência a fadiga, o que garante maior resistência à nucleação de trincas

de fadiga em bandas de deslizamento (extrusões e intrusões) (MARTINS et al,. 1998).

Se compararmos o limite de resistência a fadiga destes aços IF com outros aços

convencionais, também estudados pelo GERFRAM, notaremos que este limite para os aços

IF é relativamente baixo, devido, principalmente pela falta de elementos interticiais (C e N)

responsáveis por um aumento considerável na resistência mecânica de um aço (SANTANA,

et al,. 2007).

Figura 5.13 – Gráfico Tensão x número de ciclos (curva S-N) para o aço IF LQ, LF e LFG.

67

A figura 5.14 compara a curva S-N obtida para o aço IF nas condições termomecânicas já

mencionadas com dois aços convencionais 4140 e 1080. Novamente, é notável a diferença

entre a tensão máxima suportada por estes aços, visto que há uma relação direta entre a tensão

de fadiga e o Limite de resistência do aço, fato este observado na figura 5.15.

Figura 5.14 – Gráfico Tensão x número de ciclos para o aço IF LQ, LF e LFG comparando

com alguns aços convencionais.

68

Figura 5.15 – Gráfico Tensão x Limite de resistência a fadiga para o aço IF LQ, LF e

LFG comparando com alguns aços convencionais.

69

5.7 – Fratografia

As superfícies de fratura dos corpos-de-prova tracionados e fadigados foram caracterizadas

por microscopia eletrônica de varredura.

5.7.1 – Fratografia de Tração

As superfícies de fratura dos corpos de prova tracionados são mostradas nas Figuras 5.16 a

5.21. Nota-se que, em todas as amostras, a fratografia é semelhante, indicando presença de

alvéolos (“dimples”) provando ser uma fratura dúctil. É perceptível que o mecanismo de

fratura em todos os aços foi de nucleação, crescimento e coalescimento de microcavidades.

Percebe-se, nas Figuras 5.18 e 5.20 uma região de estricção típica de uma fratura dúctil onde

o material se deforma plasticamente e não uniforme antes de romper.

Figura 5.16 – Aspecto fratográfico de um corpo de prova de aço IF LQ com um

aumento de 100x após ruptura por ensaio de tração.

70

Figura 5.17 – Aspecto fratográfico de um corpo de prova de aço IF LQ com um

aumento de 1000x após ruptura por ensaio de tração.

Figura 5.18 – Aspecto fratográfico de um corpo de prova de aço IF LF com um

aumento de 100x após ruptura por ensaio de tração. Em destaque a região de estricção.

71

Figura 5.19 – Aspecto fratográfico de um corpo de prova de aço IF LF com um

aumento de 1000x após ruptura por ensaio de tração. Em destaque as micro-cavidades

(dimples)

Figura 5.20 – Aspecto fratográfico de um corpo-de-prova de aço IF LFG com um

aumento de 100x após ruptura por ensaio de tração. Em destaque a região de estricção.

72

Figura 5.21 – Aspecto fratográfico de um corpo de prova de aço IF LFG com um

aumento de 1000x após ruptura por ensaio de tração. Em destaque as micro-cavidades

(dimples)

73

5.7.2 – Fratografias de Fadiga

A superfície de fratura dos corpos de prova após o ensaio de fadiga são mostradas nas Figuras

5.22 a 5.33. Nota-se uma semelhança nas fratografias, onde observou-se um modo de fratura

transgranular, com facetas de cisalhamento caracterizando a fratura por fadiga e uma região

final de fratura dúctil com presença de microcavidades.


100x após ruptura por ensaio de fadiga. Em destaque as regiões de iniciação e propagação da trinca.

74


1000x após ruptura por ensaio de fadiga. Em destaque as facetas de cisalhamento caracterizando a

fratura por fadiga.


1000x na região de início de trincamento após ruptura por ensaio de fadiga.

75


1000x após ruptura por ensaio de fadiga. Em destaque as micro-cavidades (dimples).



76



Figura 5.28 – Aspecto fratográfico de um corpo de prova de aço IF LF com um aumento de 1000x

após ruptura por ensaio de fadiga. Em destaque as facetas de cisalhamento caracterizando a fratura por

fadiga.

77





78




1000x após ruptura por ensaio de fadiga. Em destaque as facetas de cisalhamento caracterizando a

fratura por fadiga.

79



80

6 – Conclusões

Os procedimentos termo-mecânicos de laminação a frio e recozimento/galvanização

causaram um refino dos grãos ferríticos do aço IF em relação à situação de laminação

a quente.

A microestrutura do IF LQ apresentou textura aleatória, enquanto que a microestrutura

do aço IF LF e do aço IF LFG apresentou textura pronunciada.

Todos os resultados estão de acordo com o intervalo esperado das propriedades

mecânicas de aços do tipo IF.

No caso do aço galvanizado IF LFG, o ciclo de recozimento foi realizado em um forno

contínuo de galvanização, que dá ao material uma elevada resistência mecânica com

relativamente baixos tempos de recozimento.

Para o laminado a frio IF LF, o ciclo de recozimento foi realizado em caixa de

recozimento, o que torna o material mais macio.

Para o aço IF LQ era esperado que este material não apresenta um limite de

elasticidade bem definido e o nível da resistência mecânica foi superior ao dos outros

dois. Os resultados podem ter sido influenciados pela homogeneidade de composição

química ou pela posição na bobina a quente onde as amostras foram recolhidas.

O aço galvanizado IF (LFG) teve a maior resistência ao trincamento por fadiga em

comparação com os outros dois aços estudados.

Este comportamento está relacionado com a proporcionalidade entre a resistência à

tração mecânica e limite de resistência a fadiga, o que garante maior resistência à

nucleação de trincas de fadiga em bandas de deslizamento (extrusões e intrusões).

81

7 – Sugestões para trabalhos futuros

Com o objetivo de complementar as informações obtidas neste trabalho, futuras pesquisas

deverão ser conduzidas. Algumas sugestões são apresentadas a seguir:

Estudar a influência dos precipitados nas propriedades mecânicas (fadiga, tração,

dureza ) dos aços IF.

Estudar a variação de temperatura nas propriedades mecânicas (fadiga, tração, dureza)

do aço IF.

Estudar a propagação de trinca por fadiga no aço IF obtendo a curva sigmoidal [Log

(da/dN) x Log (ΔK)].

Estudar a variação de R = σmin/ σmax.

Fazer ensaios de fadiga com controle de deformação.

Estudar o efeito de parâmetros do processamento termomecânico.

82

8. Referências Bibliográficas

AKAMATSU, S., M. HASEBE, T. SENUMA, Y. MATSUMURA, e O. AKISUE, ISIJ. Steel

used in automotive applications. International,34 (1994) p. 9-1

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