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UFOP - CETEC - UEMG

REDEMATREDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS

UFOP – CETEC – UEMG

Dissertação de Mestrado

"Influência dos Parâmetros de Processo da

Laminação de Barra Chata de 1 5/8” x 5/16”

produzida no Aço SAE 5160 no Fenômeno de

Empeno"

Autor: Jéveson Batista dos Santos Orientador: Prof. André Barros Cota

Setembro de 2010

UFOP - CETEC - UEMG

REDEMATREDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS

UFOP – CETEC – UEMG

Jéveson Batista dos Santos

"Influência dos Parâmetros de Processo da Laminação de Barra Chata de 1 5/8” x 5/16” produzida no Aço SAE 5160 no Fenômeno de Empeno"

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: Engenharia de Superfícies Orientador: Prof. André Barros Cota

Ouro Preto, setembro de 2010

Catalogação: [email protected]

S237i Santos, Jéveson Batista dos. Influência dos parâmetros de processo da laminação de barra chata de 1 5/8” x 5/16” produzidas por aço SAE no fenômeno de empeno [manuscrito] / Jéveson Batista dos Santos – 2010. ix, 64 f.: il., color., graf., tabs. Orientador: Prof. Dr. André Barros Cota. Dissertação (Mestrado) - Universidade Federal de Ouro Preto. Rede Temática em Engenharia de Materiais. Área de concentração: Engenharia de Superfícies.

1. Laminação (Metalurgia) - Teses. 2. Barras de aço - Teses. 3. Resfriamento - Teses. I. Universidade Federal de Ouro Preto. II. Título. CDU:621.771.25

Agradecimentos

A meu Deus que me iluminou e fortaleceu durante esta jornada;

Aos meus pais e irmãos pela ajuda e carinho;

A minha esposa Alessandra pelo apoio e compreensão para que continuasse firme nesta missão;

A minha filha Maria Eduarda que iluminou a nossa vida;

Ao professor André Cota pelo apoio, ensinamento e paciência;

A equipe do CETEC pelo suporte técnico;

Aos companheiros de trabalho da Laminação da Linha Leve da ArcelorMittal Cariacica que

participaram efetivamente para realização deste trabalho, em especial José Aparecido Pereira,

Marco Aurélio Silva, Anderson Caliman, Rodrigo Luiz Gobbi, Alex Maia e toda equipe da

operação;

Aos companheiros de trabalho da Gerência Técnica da ArcelorMittal Cariacica que participaram

efetivamente para realização deste trabalho, em especial Eduardo Diniz, Thiago Avelar, Rosan

Fernandes, Mariana Barcelos e Thalita Toledo;

Aos companheiros de trabalho da ArcelorMittal Juiz de Fora, pelo apoio técnico dado ao

trabalho, em especial Ismael Pinto e Félix Fernando Pereira;

A ArcelorMittal Cariacica pelo apoio financeiro e técnico fornecido para realização deste

trabalho.

SUMÁRIO

Lista de Figuras ..............................................................................................................................iv

Lista de Tabelas..............................................................................................................................vi

Resumo..........................................................................................................................................vii

Abstract ........................................................................................................................................viii

1 - INTRODUÇÃO .........................................................................................................................1

2 – OBJETIVOS..............................................................................................................................2

3 - REVISÃO BIBLIOGRÁFICA...................................................................................................3

3.1 – Aplicação da barra chata 1 5/8” x 5/16” SAE 5160...........................................................3

3.2 – Processo de laminação da barra chata 1 5/8” x 5/16” SAE 5160........................................4

3.3 - Transformações de fases nos aços .......................................................................................5

3.3.1 – Influência da composição química na transformação de fases no aço ........................7

3.3.1.1 - Influência de elementos microligantes no aço SAE 5160.......................................8

3.3.2 – Influência do tamanho de grão austenítico na transformação de fases no aço ..........10

3.3.3 – Influência da homogeneidade da austenita na transformação de fases no aço ..........12

3.3.4 – Microestrutura típica do aço SAE 5160 ....................................................................13

3.3.5 – Diâmetro equivalente e diagramas TRC para os aços SAE 5160 e SAE 1070 .........15

3.4 – Tensões residuais ..............................................................................................................20

3.4.1 – Leito de resfriamento.................................................................................................22

3.4.2- Tensões de origem térmica e de transformações de fase ............................................24

4 – MATERIAIS E MÉTODOS....................................................................................................29

4.1 – Materiais ...........................................................................................................................29

4.2- Medição da temperatura das barras no leito de resfriamento .............................................29

4.3 – Ensaios ..............................................................................................................................30

4.3.1- Medição da dureza Brinell ..........................................................................................31

4.3.2 – Análise metalográfica e medição da microdureza.....................................................31

4.3.3- Ensaio de dilatometria para obtenção do diagrama TRC para o aço SAE 5160.........33

5 - RESULTADOS E DISCUSSÃO ............................................................................................34

5.1 – Medição de temperatura da barra chata no leito de resfriamento .....................................34

5.2 - Medição da dureza Brinell.................................................................................................35

5.3 – Análise metalográfica e medição da microdureza dos aços SAE 5160 e SAE 1070........36

5.4 – Análise do diagrama de transformação no resfriamento contínuo para o aço SAE 5160.42

5.5 – Modificação no processo industrial ..................................................................................48

iii

5.5.1 – Dureza da barra chata após as mudanças no leito de resfriamento e na composição

química ..................................................................................................................................54

6 – CONCLUSÃO.........................................................................................................................58

7 - SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ..................................................................59

8 - REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS .....................................................................................60

Apêndice A....................................................................................................................................64

iv

LISTA DE FIGURAS

Figura 3.1 – Aplicação da barra chata 1 5/8” x 5/16” para confecção de fixadores........................3

Figura 3.2 – Fluxo de produção da ArcelorMittal Cariacica - Linha Leve ....................................4

Figura 3.3 – Sobreposição dos diagramas TRC e TTT para análise de transformações de um aço

eutetóide (0,77% de carbono)..........................................................................................................6

Figura 3.4 - Influência dos elementos nióbio e vanádio na curva TRC do aço SAE 5160 ............9

Figura 3.5 – Início da formação da perlita em aço de 0,84% de carbono com e sem nióbio Curvas

(a e b): temperatura de austenitização de 900°C e Curvas (c e d): temperatura de austenitização

de 1350°C......................................................................................................................................10

Figura 3.6 – Diagrama TRC para o aço SAE 5160 apresentando os efeitos da variação do

tamanho de grão austenítico ..........................................................................................................12

Figura 3.7 – Diagrama TRC para o aço SAE 5160 .......................................................................16

Figura 3.8 – Diagrama TRC para o aço SAE 5160 esboçado a partir das curvas de dilatometria 18

Figura 3.9 – Diagrama TRC para o aço SAE 1070 .......................................................................19

Figura 3.10 – Microestrutura presente na barra chata 100mm x 5mm produzida no aço SAE

5160...............................................................................................................................................25

Figura 3.11 - Empeno na barra chata 100mm x 5mm SAE 5160 durante resfriamento no leito ..25

Figura 3.12 – Produção da barra chata 100mm x 5mm sem empeno após a troca do tipo de aço 26

Figura 3.13 – Presença de elevadas tensões trativas .....................................................................28

Figura 4.1 – Esquema do leito de resfriamento da ArcelorMittal Cariacica .................................30

Figura 4.2 – Aço SAE 5160 Tarugo 1 � amostras 1A, 1B, 1C, 1D, 1E, 1F, 1G e 1H ................32

Figura 4.3 – Aço SAE 5160 Tarugo 3 � amostras 3A, 3B, 3C, 3D, 3E, 3F, 3G e 3H. ..............32

Figura 4.4 – Aço SAE 1070 Tarugo 5 � amostras 5A, 5B, 5C, 5D, 5E, 5F, 5G e 5H. ...............32

Figura 5.1 – Curva de resfriamento para barra chata 1 5/8” x 5/16” SAE 5160 ..........................34

Figura 5.2 – Empeno na barra chata 1 5/8” x 5/16” do aço SAE 5160 .........................................35

Figura 5.3 – Variação de dureza para os aços SAE 5160 e SAE 1070 .........................................36

Figura 5.4 - Variação de dureza das amostras dos aços SAE 5160 e SAE 1070 ........................38

Figura 5.5 – Microestrutura das amostras retiradas no tarugo 1, 1A a 1H, do aço SAE 5160......39



Figura 5.8 – Evolução da microestrutura do aço SAE 5160 em função da taxa de resfriamento: 44

Figura 5.9 – Curva dilatométrica para taxa de resfriamento de 1,0oC/s........................................45

Figura 5.10 – Curva dilatométrica para taxa de resfriamento de 1,5oC/s......................................45

v






Figura 5.16 – Curva dilatométrica para taxa de resfriamento de 12,0oC/s....................................47

Figura 5.17 - Diagrama TRC para o aço SAE 5160.....................................................................48

Figura 5.18 – Manchas escuras ao longo da barra devido as diferentes taxas de resfriamento.....49

Figura 5.19 (a) – Distribuição do teor de carbono (%)..................................................................50

Figura 5.19 (b) – Distribuição do teor de manganês (%). .............................................................50

Figura 5.19 (c) – Distribuição do teor de cromo (%). ...................................................................51

Figura 5.20 – Proteção das laterais do leito realizada com chapas de alumínio ...........................51

Figura 5.21 – Placas de cobertura do leito ....................................................................................52

Figura 5.22 – Empilhamento de duas barras por pente .................................................................53

Figura 5.23 - Curva de resfriamento para barra chata 1 5/8” x 5/16” SAE 5160 após as alterações

no leito de resfriamento e empilhando-se duas barras por pente...................................................54

Figura 5.24 – Variação de dureza para o aço SAE 5160 após o teste em escala industrial ..........55

Figura 5.25 – Desalinhamento da extremidade das barras, sem empeno das mesmas..................55

Figura 5.26 – Alinhamento das barras após modificação nos parâmetros do leito .......................56

vi

LISTA DE TABELAS

Tabela III.1 – Composição química típica do aço SAE 5160 (% em peso) ....................................5

Tabela III.2 – Propriedades mecânicas típicas da barra chata 1 5/8” x 5/16” no aço SAE 5160 ....5

Tabela III.3 – Representação esquemática do efeito dos principais elementos de liga sobre os

diagramas isotérmicos para os aços.................................................................................................7

Tabela III.4 – Composição química do aço SAE 5160 (% em peso) ............................................16

Tabela III.5 – Composição química das corridas utilizadas para construir o diagrama TRC para o

aço SAE 5160 (% em peso)...........................................................................................................17

Tabela III.6 – Faixa de composição química do aço SAE 5160 utilizada para produção da barra

chata 1 5/8” x 5/16” (% em peso)..................................................................................................17

Tabela III.7 – Composição química do aço SAE 1070 (% em peso) ............................................20

Tabela III.8 – Composição química típica para o aço SAE 5160 e S71 (% em peso) ..................26

Tabela III.9 – Variações de volume provocadas por transformações de fases nos aços ...............27

Tabela IV.1 – Composição química típica dos aços SAE 5160 e SAE 1070 produzidos na

ArcelorMittal Cariacica (% em peso)............................................................................................29

Tabela IV.2 – Composição química das amostras para dilatometria (% em peso) .......................33

Tabela V.1 - Microestrutura e microdureza Vickers das amostras 1A a 1H do aço SAE 5160...37




Tabela V.4 - Análise metalográfica e medição da microdureza das amostras do aço SAE 5160 42

Tabela V.5 – Temperatura de início e fim de transformação para o aço SAE 5160 .....................43

Tabela A1 – Diâmetro equivalente................................................................................................64

vii

RESUMO

Neste trabalho analisou-se os fatores que influenciam na geração do empeno da barra chata

1 5/8” x 5/16” produzida no aço SAE 5160 empregada na produção de estruturas metálicas para

construção civil. Trata-se de uma bitola largamente empregada na produção de fixadores,

produto este que deve atender às propriedades mecânicas exigidas por se tratar de um item que

em falha pode causar danos à vida dos empregados envolvidos na construção civil. O empeno

causa inúmeros problemas operacionais durante o processo de laminação, além de ser um fator

limitante para atender os requisitos de qualidade demandada pelo mercado. A metodologia

experimental envolveu a caracterização do produto e do processo, com a determinação da

composição química, variação da dureza, microestrutura e perfil de resfriamento, seguida da

análise do diagrama de transformação no resfriamento contínuo do aço SAE 5160. Dentre as

ações realizadas no teste em escala industrial que permitiu a obtenção de bons resultados

eliminando o empeno da barra chata laminada, destacam-se a produção de corridas na aciaria

com os teores dos principais elementos químicos, como carbono, manganês e cromo próximos à

faixa mínima especificada pela norma; proteção lateral e cobertura superior do leito de

resfriamento, e sobreposição de duas barras nos pentes do leito de resfriamento.

viii

ABSTRACT

This work analyzed the factors that influence in the generation of the warping in the flat bar

1 5/8” x 5/16 ” produced in steel SAE 5160 and used in the production of metallic structures for

civil construction. It is a gage used in the fixing clamps production for civil construction, a

product that must attend the mechanical properties demanded because if an item fails it may

harm the life of the workers. Warping causes various operational problems during the rolling mill

process, besides being a limitation to meet the quality requirements of the customers. The

experimental procedure involved the characterizations of the product and of the process, with the

determination of the chemical composition, variation of the hardness, of the microstructures and

of the cooling profile, followed by the analysis of the diagram of continuous cooling of steel SAE

5160. Amongst the actions carried out in the industrial tests which lead to good results in

eliminating the warping in the flat bar, are distinguished the production of heatings in the melt

shop with contents of the main chemical elements, as carbon, manganese and chromium near the

minimum values specified by the standard specification, lateral protection and upper covering of

the cooling bed, and overlapping of two bars in the cooling bed combs.

1

1 - INTRODUÇÃO

O processo de laminação consiste em transformar tarugos, blocos ou pré-formas em

produtos para utilização em indústrias e na construção civil.

Na ArcelorMittal Cariacica, unidade da divisão de aços longos do grupo, os produtos

formados pelo processo de laminação são a cantoneira, perfis I e U, vergalhão, barra redonda e

barra chata, sendo esta última o objeto deste estudo.

Como em qualquer processo industrial, na produção de aço também ocorrem

problemas, gerando defeitos nos materiais produzidos. Na laminação podem-se classificar os

defeitos em estruturais, superficiais e de forma. Entre os defeitos de forma mais comuns são

ondulação e empeno. Este último defeito de forma caracteriza-se por um desvio lateral de

retilinidade da barra que se origina no processo de produção e que, quando não é passível de

recuperação via endireitadeira, leva ao sucateamento ou mesmo à reclamação de clientes

quando não detectado pela inspeção.

As normas de produtos ASTM A6 (Standard Specification for General Requirements

for Rolled Structural Steel Bars, Plates, Shapes and Sheet Piling, 1991) e EB 2165 (Barra

Chata de Aço Laminada a Quente para Fabricação de Molas e Feixes de Mola, 1991)

especificam valor máximo para empeno. No caso da barra chata 1 5/8” x 5/16” laminada no

aço SAE 5160, alvo deste estudo, o valor máximo especificado pelos clientes é 5mm/m, ou

seja, não pode haver uma flecha total maior que 30mm em uma barra de 6m e também não

pode ser encontrado empeno localizado maior que 5mm em cada metro. Nota-se, no entanto,

que quando laminada em diferentes tipos de aços o comportamento em relação ao grau e

número de ocorrências do empeno varia, como por exemplo, quando esta mesma bitola de

barra chata é produzida no aço SAE 1070, nas mesmas condições operacionais utilizadas ao

laminar o aço SAE 5160, não apresenta o problema de empeno.

Neste trabalho pesquisou-se a ocorrência do fenômeno de empeno na barra chata

1 5/8” x 5/16” SAE 5160 produzida no laminador da Linha Leve da ArcelorMittal Cariacica

através da análise de microestrutura e propriedades mecânicas correlacionando com alguns

parâmetros do aço SAE 1070, como composição química e microestrutura, com o intuito de

definir as melhores condições operacionais de laminação, a fim de que seja eliminado este

defeito. A metodologia experimental utilizada baseou-se nas condições de processo

empregadas na empresa, utilizando-se dos próprios equipamentos nas etapas de experimentos.

2

2 – OBJETIVOS

Geral:

Efetuar a análise dos principais fatores no processamento da barra chata 1 5/8” x 5/16”

SAE 5160 que influenciam na geração do defeito de empeno, no sentido de se obter, de forma

consistente, um produto que atenda aos requisitos de qualidade, entre eles o empeno, dentro

da faixa especificada pelos clientes de 5,0mm/m, bem como reduzir as perdas metálicas

oriundas deste defeito e paradas operacionais devido ao atraso na extração das barras do leito

com empeno acima da tolerância.

Específicos:

• Avaliar as condições de resfriamento no leito que ocasionam o empenamento da barra;

• Realizar análise metalográfica e medição da dureza das amostras da barra chata 1 5/8” x

5/16”;

• Elaborar o diagrama de transformação no resfriamento contínuo do aço SAE 5160

empregado na produção da barra chata;

• Propor teste, em escala industrial, para as novas condições de resfriamento.

3

3 - REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

Neste capítulo, apresenta-se a principais características da barra chata 1 5/8” x 5/16”,

do aço SAE 5160, quanto a sua aplicabilidade, processo de laminação e transformação de

fases, buscando-se explicar a formação de tensões residuais que levam ao surgimento do

empeno no produto laminado.

3.1 – Aplicação da barra chata 1 5/8” x 5/16” SAE 5160

O aço SAE 5160, laminado na forma de produtos longos, é utilizado em um vasto

campo de aplicações tecnológicas, tais como:

• na forma de barra redonda para confecção de bolas de moinhos, fixadores, molas e

grampos ferroviários;

• na forma de fio máquina para confecção de molas helicoidais;

• na forma de barra chata para confecção de feixes de molas para veículos automotores,

implementos agrícolas e construção civil.

Dentre as aplicações da barra chata, destaca-se a bitola de 1 5/8” x 5/16” produzida no

aço SAE 5160, sendo utilizada exclusivamente na produção de fixadores para estruturas

metálicas empregadas na construção civil, como é ilustrado na figura 3.1.

Figura 3.1 – Aplicação da barra chata 1 5/8” x 5/16” para confecção de fixadores.

4

3.2 – Processo de laminação da barra chata 1 5/8” x 5/16” SAE 5160

A bitola de barra chata 1 5/8” x 5/16” é produzida a partir de tarugos de seção

quadrada de 130mm com comprimento de 5,50m, que são enfornados em um forno de

reaquecimento tipo pusher com largura de 13,00m, o que permite o enfornamento de duas

filas de tarugos.

Os tarugos são desenfornados por dois braços extratores (kick-off), numa faixa de

temperatura de saída de 950oC a 1010oC, e são laminados em cadeira trio (trem desbastador)

reduzindo os tarugos de 130mm para 76mm por meio de cinco passes de laminação. Em

seguida os tarugos são direcionados para o laminador, composto por 13 cadeiras de laminação

que constituem os trens de laminação 1 e 2, para que sejam reduzidos até a seção final

pretendida.

As barras geradas destes tarugos são direcionadas para o leito de resfriamento (tipo

Walking Beam) onde sofrerão o processo de resfriamento natural, ao ar livre. Cada tarugo gera

289m de barras que são cortadas em 6 barras de 48m (tesoura divisora) para que sejam

acondicionadas no leito de resfriamento de comprimento de 60m.

Em seguida as barras são cortadas no comprimento de 6,00m (tesoura divisora),

empacotadas (empacotador de barras) e entregues ao estoque final (mesa de pesagem e

evacuação), conforme apresentado na figura 3.2.

Figura 3.2 – Fluxo de produção da ArcelorMittal Cariacica - Linha Leve.

A composição química típica do aço SAE 5160, conforme a norma SAE J404

(Chemical Compositions of SAE Alloy Steels, 2000), empregada na produção da barra chata é

apresentada na tabela III.1 e as propriedades mecânicas são apresentadas na tabela III.2:

5

Tabela III.1 – Composição química típica do aço SAE 5160 (% em peso)

C Mn Si P S Nb Cr

Mín 0,560 0,750 0,150 - - 0,030 0,700

Máx 0,640 1,000 0,300 0,030 0,030 0,040 0,900

Tabela III.2 – Propriedades mecânicas típicas da barra chata 1 5/8” x 5/16” no aço SAE 5160

Propriedades mecânicas Indicativo

Limite de Resistência (MPa) 990 - 1020

Limite de Escoamento (MPa) 635 - 660

Dureza (HB) 301 - 340

3.3 - Transformações de fases nos aços

Os diagramas de fases descrevem o comportamento das ligas, identificando as regiões

de estabilidade das fases, quando submetidos às alterações de pressão, temperatura, tempo e

adição de elementos de liga.

Ao efetuar o resfriamento do aço bem lentamente de forma que os movimentos

atômicos ocorram por difusão, às transformações de fase ocorrerão conforme previsto pelo

diagrama de fases ferro-carbono e, consequentemente, a microestrutura final dependerá

somente da composição química. Neste caso, as transformações de fases ocorrerão em

condições próximas ao equilíbrio termodinâmico.

No entanto, nas inúmeras operações industriais, as transformações de fases ocorrem

fora do equilíbrio termodinâmico, devido às elevadas taxas de resfriamento na qual o aço é

submetido. Nestas condições operacionais, o tempo necessário para a movimentação dos

átomos por difusão pode ser insuficiente para formação das fases descritas no diagrama ferro-

carbono (Rizzo, 2007).

Para realizar a análise das transformações de fase fora do equilíbrio foram elaborados

os diagramas TTT (Transformação-Tempo-Temperatura) que descreve as transformações de

fases à temperatura constante e TRC (Transformação em Resfriamento Contínuo) que

6

descreve as transformações que ocorrem com a diminuição contínua da temperatura ao longo

do tempo.

Na figura 3.3 são apresentadas, para o caso do aço eutetóide, as curvas relativas à

transformação de fases isotérmica e as curvas relativas à transformação de fases em

resfriamento contínuo com as respectivas microestruturas que se formam (Rizzo, 2007).

Figura 3.3 – Sobreposição dos diagramas TRC e TTT para análise de transformações

de um aço eutetóide (0,77% de carbono)

Fonte: Rizzo, 2007, p. 189.

Os diagramas TTT e TRC podem ser afetados pela composição química, tamanho de

grão inicial da austenita e a homogeneidade da austenita. Esses fatores aceleram ou retardam a

transformação da austenita em ferrita e perlita e, portanto, deslocam as curvas,

respectivamente, para a esquerda ou para a direita.

7

3.3.1 – Influência da composição química na transformação de fases no aço

A adição de elementos de liga ao ferro altera a cinética de transformação das fases e

modifica as propriedades dos aços. Esses elementos atuam como estabilizadores da austenita

ou ferrita e, consequentemente, alteram completamente a forma das curvas dos diagramas

TTT e TRC, expandindo respectivamente os campos austeníticos e ferríticos (Llewellyn, D.T;

Hudd, R.C, 1998).

Essa adição ocasiona o atraso das reações de transformação, deslocando as curvas de

início e fim de transformação da austenita em ferrita e perlita para a direita e as curvas

correspondentes às temperaturas Mi e Mf (temperaturas de início e fim da transformação da

austenita em martensita) para baixo. Como exemplo, o cromo desloca as curvas de início e

fim de transformação para a direita e facilita a formação de bainita e martensita.

A razão para os elementos de liga retardar a transformação da austenita em perlita e

ferrita é a necessidade de movimentos dos átomos por difusão para fora da austenita, que é um

processo lento, e a formação de compostos, como carbonetos a partir destes elementos de liga.

Apenas o cobalto não apresenta esse efeito nos aços (Rizzo, 2007).

A tabela III.3 ilustra uma representação esquemática da ação dos principais elementos

de liga sobre os diagramas TTT.

Tabela III.3 – Representação esquemática do efeito dos principais elementos de liga

sobre os diagramas isotérmicos para os aços

Fonte: Rizzo, 2007, p. 192.

8

3.3.1.1 - Influência de elementos microligantes no aço SAE 5160

Os elementos microligantes podem ser encontrados no aço em solução sólida ou em

forma de precipitados, geralmente ligados ao nitrogênio e/ou carbono. Os precipitados de

vanádio ou nióbio atuam fortemente nos mecanismos de crescimento de grão, ocasionando a

obtenção de uma estrutura de granulação fina (Bosco, 1995).

O efeito direto de elementos microligantes no comportamento das transformações de

fases de um aço é difícil de ser separado do seu efeito indireto no refino do tamanho de grão

austenítico e na prevenção da recristalização. A temperatura de austenitização afeta a

homogeneidade da austenita, principalmente se o aço apresenta, em sua composição química,

fortes elementos formadores de carbonetos.

Para poder separar estes efeitos, deve-se comparar os diagramas TRC de aços com e

sem o elemento microligante, porém, com tamanhos de grãos similares, como explicitados

para os dois tipos de aços descritos a seguir.

A adição de nióbio ao aço SAE 5160 apresenta diferentes efeitos na transformação

perlítica em função da temperatura de austenitização, como:

• a 1200°C ocorre o atraso da transformação perlítica, conforme apresentado na figura

3.4 (a), devido o nióbio e vanádio se encontrarem em solução sólida;

• a 900°C ocorre à aceleração da transformação perlítica, conforme apresentado na

figura 3.4 (b), pois o nióbio atua no refino do tamanho de grão austenítico devido a

ancoragem dos contornos de grão pelos precipitados de Nb(C,N) (Nadkarni et al.,

1992 apud Bosco, 1995).

Os resultados com adições de vanádio e temperaturas de austenitização de 1200°C são

difíceis de analisar devido ao grande crescimento de grão verificado nesta condição (figura 3.4

(a)). Para uma temperatura de austenitização de 900°C (figura 3.4 (b)), observa-se um forte

efeito de atraso da transformação perlítica com a adição de vanádio, o qual estaria ligado à

segregação do vanádio para os contornos de grão austeníticos durante o reaquecimento

(Nadkarni et al., 1992 apud Bosco, 1995).

Outro estudo demonstra o efeito do nióbio nas curvas TTT do aço com 0,84% de

carbono. Na temperatura de austenitização de 900°C, as curvas TTT não sofrem nenhuma

alteração significativa com e sem adição de nióbio e isto se deve ao fato deste elemento estar

na forma de carbonetos, conforme observado na figura 3.5 (curvas a e b). No entanto, ao

alterar a temperatura de austenitização para 1350°C foi observado o forte efeito do nióbio em

9

retardar a formação da perlita devido à solubilização deste elemento na austenita, conforme

ilustrado na figura 3.5 (curvas c e d) (Mei, P.R e Bresciani Filho, 1983).

Figura 3.4 - Influência dos elementos nióbio e vanádio na curva TRC do aço SAE 5160

(a) temperatura de austenitização de 1200°C e (b) temperatura de austenitização de 900°C

Fonte: Nadkarni et al., 1992 apud Bosco, 1995 p.39.

10

Figura 3.5 – Início da formação da perlita em aço de 0,84% de carbono com e sem

nióbio Curvas (a e b): temperatura de austenitização de 900°C e Curvas (c e d): temperatura

de austenitização de 1350°C

Fonte: Mei, P.R e Bresciani Filho, 1983, p.404.

3.3.2 – Influência do tamanho de grão austenítico na transformação de fases no

aço

Os contornos de grãos são as regiões adequadas para a nucleação heterogênea de novas

fases a partir da austenita, por apresentarem maior energia que o volume do grão. Observa-se

que uma maior temperatura de austenitização acarreta um tamanho de grão médio austenítico

maior e, consequentemente, uma área superficial de contorno por unidade de volume menor,

diminuindo o número de sítios potenciais para a nucleação da ferrita no contorno de grão, e

posteriormente da perlita. Assim, um aumento no tamanho de grão austenítico leva à

necessidade de aumento da força motriz termodinâmica para a nucleação, o que implica uma

diminuição da temperatura Ar3, que é a temperatura de início de formação da ferrita (Cota et

al., 2002; Manohar et al., 1996).

11

Devido à grande influência do tamanho de grão no comportamento dos aços, torna-se

de suma importância o seu controle, e isto pode ser feito com adição de alguns elementos de

liga, como zircônio, titânio, nióbio, vanádio e alumínio.

Para o aço SAE 5160, a perlita nucleia nos contornos de grão austenítico, sendo a

velocidade de crescimento da perlita independente do tamanho de grão da austenita. Já o

número total de núcleos que se formam por segundo varia diretamente com a superfície

disponível para sua origem, ou seja, depende do tamanho de grão austenítico (Reed-Hill e

Abbaschian, 1991).

Os principais sítios de nucleação da ferrita e perlita na austenita são:

• bandas de deformação, principalmente naquelas de mais alta energia,

associadas a maiores reduções na deformação;

• contornos de grãos austeníticos, onde a nucleação se dá preferencialmente nas

regiões em que a desorientação entre os grãos é maior (regiões de maior

energia);

• partículas de segunda fase, principalmente carbonetos e nitretos não

dissolvidos (Amin e Pickering, 1991 apud Bosco, 1995).

Em uma austenita não deformada ou recristalizada, o contorno de grão é praticamente

o único sítio preferencial para a nucleação da ferrita e perlita.

Assim, a formação de ferrita e perlita em um aço de granulação fina é mais rápida que

no aço de granulação grosseira, o que torna o material com menor temperabilidade. O efeito

do tamanho de grão austenítico na cinética de transformação da austenita em ferrita e perlita

pode ser observado pela alteração do tempo de início de transformação no nariz das curvas de

transformação apresentadas na figura 3.6 (Nadkarni et al., 1992 apud Bosco, 1995).

Há uma queda contínua no tempo de início de transformação à medida que se reduz o

tamanho de grão. A figura 3.6 apresenta o efeito de diferentes tamanhos de grão no diagrama

TRC do aço SAE 5160. Observa-se que a curva mais afetada pela variação do tamanho de

grão é a de início das reações difusionais, sendo que quanto maior o tamanho de grão, maior o

tempo necessário para o início da transformação perlítica (Nadkarni et al.,1992 apud Bosco,

1995).

12

3.3.3 – Influência da homogeneidade da austenita na transformação de fases no

aço

A homogeneidade da austenita é outro fator importante na transformação de fases.

Quanto menos homogênea é a austenita, mais rápido é o início da formação da perlita. As

heterogeneidades (como áreas ricas em carbono, inclusões de impurezas ou elementos de liga,

carbonetos residuais e regiões com altas concentrações de discordâncias) servem de substrato

para a nucleação heterogênea de novas fases acelerando a transformação perlítica (Rizzo,

2007).

Assim, de um modo geral, pode-se dizer que os fatores que aceleram a transformação

da austenita em ferrita e perlita deslocando as curvas de início e fim de transformação para a

esquerda dificultam a obtenção de martensita e bainita, e os que retardam a transformação da

austenita deslocando as curvas para a direita facilitam a obtenção dessas microestruturas.

Figura 3.6 – Diagrama TRC para o aço SAE 5160 apresentando os efeitos da variação do

tamanho de grão austenítico

Fonte: Nadkarni et al.,1992 apud Bosco, 1995 p.42.

13

3.3.4 – Microestrutura típica do aço SAE 5160

Em função da composição química e das taxas de resfriamento normalmente presentes

na produção da barra chata SAE 5160, pode-se obter os seguintes constituintes: perlita,

martensita e bainita.

A perlita é o constituinte que compõe a maior parte da estrutura deste produto. É

importante observar que a perlita não é uma fase, mas uma mistura de duas fases distintas. A

perlita, em função das suas características, apresenta propriedades intermediárias entre a

ferrita, que é dúctil e apresenta baixa resistência mecânica e a cementita que é frágil e

apresenta uma alta resistência mecânica. Assim, é uma estrutura interessante do ponto de vista

de aplicação prática já que apresenta uma boa resistência mecânica mantendo certo grau de

ductilidade.

A martensita é o constituinte de maior dureza que pode ser encontrado neste produto,

cujo mecanismo de formação é o cisalhamento, não difusional ou atérmico. As causas da

elevada dureza têm origem na distorção do retículo cristalino do ferro e da subestrutura que

apresenta alta densidade de discordâncias (Krauss, 1990; Chiaverini, 2003).

A morfologia das placas de martensita está relacionada com o teor de carbono, e se

apresenta na forma de ripas e com característica acicular. Estas placas podem se desenvolver

com velocidades que são frações da velocidade do som no aço, cerca de 1100 m/s, sendo que

esta elevada taxa de crescimento é incompatível com o mecanismo de difusão que ocorre

durante a transformação e caracteriza a martensita como uma estrutura instável e com alta

intensidade de tensões internas (Krauss, 1990; Bhadeshia e Honeycombe, 2006).

Outro constituinte que se observa é a bainita. A transformação bainítica pode ocorrer

sob resfriamento contínuo ou em condições de transformação isotérmica intermediária à de

formação da perlita e da martensita. Existem similaridades estruturais e de transformação da

bainita com a perlita e a martensita. Similar à perlita, a bainita é uma mistura das fases ferrita

e carbonetos (cementita), cuja reação é dependente da difusão do carbono entre as fases,

porém o arranjo destas fases não é lamelar. Similar à martensita, a ferrita da bainita pode estar

na forma de ripas ou placas, contendo uma subestrutura de discordâncias. Diversos trabalhos

citam os mecanismos de cisalhamento e de difusão na formação da bainita (Krauss, 1990).

Na classificação clássica da bainita, formada na transformação isotérmica em aços de

médio carbono, duas diferentes morfologias são descritas: a bainita superior e a bainita

inferior. A bainita superior forma-se em uma faixa de temperatura logo abaixo da temperatura

14

de transformação da perlita e a bainita inferior logo acima da temperatura de início de

transformação martensítica (Mi). A ferrita da bainita superior tem uma morfologia geralmente

na forma de ripas paralelas entre si, com partículas descontínuas de carbonetos (cementita e,

às vezes, carboneto épsilon) entre as ripas. A ferrita da bainita inferior tem, geralmente,

morfologia de placas paralelas entre si, contendo finos carbonetos dentro destas, alinhados e

fazendo um ângulo de 55 o a 60o com o eixo da placa. A largura das ripas e placas varia de

1µm a 4µm (Krauss, 1990).

No resfriamento contínuo, Krauss e Thompson (1995) citam a possibilidade de se

formar as diferentes microestruturas ferríticas:

- ferrita poligonal ou equiaxial: se forma a temperaturas mais altas e a taxas de resfriamento

mais baixas, é nucleada como alotriomorfa de contorno de grão e cresce como grãos

equiaxiais. É facilmente identificada no microscópio ótico e é caracterizada pela baixa

densidade de discordâncias e ausência de subestrutura de discordâncias;

- ferrita de Widmanstäten: os cristais são grosseiros e alongados, sem evidências de

subestrutura de discordâncias dentro dos grãos. Forma-se em taxas de resfriamento maiores e

temperaturas menores que a ferrita poligonal. Contém baixa densidade de discordâncias;

- ferrita quase poligonal ou massiva: consiste de grãos grosseiros com contornos irregulares,

que se formam a taxas de resfriamento mais elevadas que a ferrita poligonal, contendo

subestrutura de discordâncias e alta densidade de discordâncias;

- ferrita acicular ou ferrita bainítica: com o aumento da taxa de resfriamento, a austenita de

aços de baixo e ultrabaixo carbono transforma-se em cristais de ferrita muito finos e

alongados e com alta densidade de discordâncias, em relação aos cristais descritos

anteriormente, arranjados como ripas paralelas entre si dentro de um pacote. As temperaturas

de formação desta microestrutura são intermediárias à de transformação perlítica (difusional)

e à de transformação martensítica (adifusional). Embora a austenita se decomponha apenas em

ferrita, esta pode conter austenita retida ou o constituinte MA (martensita e austenita) entre as

ripas;

- ferrita granular ou bainita granular: a microestrutura da ferrita granular consiste de

partículas dispersas de austenita retida ou constituinte MA, com morfologia granular ou

equiaxial, na matriz ferrítica de grãos finos e com alta densidade de discordâncias. As

microestruturas da ferrita acicular e granular têm muitas similaridades.

No caso de operações industriais de produção, na maioria das vezes, as

transformações nos aços não ocorrem em equilíbrio, quer seja pelas elevadas taxas de

15

resfriamento oriundas do método de resfriamento, espessura das peças ou pela presença de

elementos de ligas como cromo, manganês e nióbio que deslocam as curvas de resfriamento

para direita aumentando a temperabilidade do aço, favorecendo a obtenção de estruturas

aciculares como a martensita, que gera distorções na estrutura do material, ocasionando

tensões internas, que por sua vez, podem ser um dos motivos do surgimento do empeno no

produto.

3.3.5 – Diâmetro equivalente e diagramas TRC para os aços SAE 5160 e SAE 1070

O diâmetro equivalente refere-se àquele tamanho da barra redonda na qual a

temperatura axial cai ao longo de uma faixa especificada no mesmo tempo que a temperatura

reduz em um corpo de forma irregular. O método de cálculo do diâmetro equivalente é

descrito no apêndice A. O diâmetro equivalente, portanto, possibilita que o diagrama TRC

seja empregado para prever o comportamento do tratamento térmico para formas mais

complexas (Atkins, 1977).

Para a barra chata 1 5/8” x 5/16” a dimensão equivale, aproximadamente, a uma barra

redonda de 16mm. Conforme nota-se na figura 3.7 referente ao aço SAE 5160 com o

resfriamento ao ar, o surgimento das microestruturas ocorre em função dos seguintes

diâmetros:

• martensita: para diâmetros menores que 1,5mm;

• martensita e bainita: para diâmetros entre 1,5mm e 11mm;

• bainita: para diâmetros entre 11mm e 15mm;

• bainita, ferrita e perlita: para diâmetros entre 15mm e 30mm;

• ferrita e perlita: para diâmetros maiores que 30mm.

As temperaturas de início de formação das microestruturas são:

• 530ºC – Bainita;

• 280ºC – Martensita.

Portanto, nota-se que para o diâmetro equivalente de 16mm a estrutura esperada é

constituída de bainita, ferrita e perlita. A transformação perlítica inicia-se a 580ºC e termina a

520ºC, enquanto que a transformação bainítica inicia-se a 520ºC e termina a 340ºC.

A tabela III.4 apresenta a composição química utilizada para confecção do diagrama

TRC da figura 3.7.

16

Diâmetro da barra (mm)

Figura 3.7 – Diagrama TRC para o aço SAE 5160

Fonte: Atkins, 1977 p. 163.

Tabela III.4 – Composição química do aço SAE 5160 (% em peso)

C Mn Si P S Cr

0,600 0,850 0,250 0,025 0,025 0,750


As curvas dilatométricas empregadas para construir o diagrama TRC do SAE 5160

apresentado na figura 3.8, levantadas a partir da composição química apresentada na tabela

17

III.5, apresentaram as seguintes transformações na medida em que ocorreram um aumento da

taxa de resfriamento, ou seja:

• para taxas de 2ºC/s observou-se apenas a ocorrência da transformação perlítica;

• para taxas de 3ºC/s observou-se a ocorrência das transformações perlítica,

bainítica e martensítica;

• para taxas de 4ºC/s observou-se a presença das transformações bainítica e

martensítica;

• para taxas de 6ºC/s e 8ºC/s observou-se apenas a transformação martensítica

(Bosco, 1995).

Tabela III.5 – Composição química das corridas utilizadas para construir o diagrama TRC

para o aço SAE 5160 (% em peso)

C Mn Si P S Al Cr

0,584 0,959 0,275 0,012 0,015 0,029 0,866

0,568 0,866 0,225 0,012 0,012 0,021 0,816

0,560 0,791 0,216 0,012 0,012 0,014 0,806

Fonte: Bosco, 1995 p. 60.

As composições químicas das amostras utilizadas na elaboração do diagrama TRC

para o aço SAE 5160, conforme tabela III.5, compreendem a faixa de composição química do

aço produzido na ArcelorMittal Cariacica, conforme pode ser observado na tabela III.6, com

exceção do alumínio, pois utiliza-se o nióbio como refinador de grão.

Tabela III.6 – Faixa de composição química do aço SAE 5160 utilizada para produção da

barra chata 1 5/8” x 5/16” (% em peso)

C Mn Si P S Nb Cr

Mín 0,560 0,750 0,150 - - 0,030 0,700

Máx 0,640 1,000 0,300 0,030 0,030 0,040 0,900

18

Figura 3.8 – Diagrama TRC para o aço SAE 5160 esboçado a partir das curvas de

dilatometria

Fonte: Bosco, 1995 p. 75.

A bitola de barra chata 1 5/8” x 5/16” também é produzida no aço SAE 1070, cujo

diagrama é apresentado na figura 3.9. Pode-se observar as seguintes microestruturas em

função dos diâmetros:

• martensita: para diâmetros menores que 1mm;

• martensita e bainita: para diâmetros entre 1mm e 3mm;

• bainita, ferrita e perlita: para diâmetros entre 3mm e 8mm;

• ferrita e perlita: para diâmetros maiores que 8mm.

19

Figura 3.9 – Diagrama TRC para o aço SAE 1070


As temperaturas de início de formação das microestruturas são:

• 570ºC – Bainita;

• 230ºC – Martensita.

Portanto, nota-se que, para o diâmetro equivalente de 16mm, a microestrutura esperada

é constituída de ferrita e perlita, iniciando a transformação a 670ºC e finalizando a 620ºC.

A tabela III.7 apresenta a composição química do aço SAE 1070 utilizada para

confecção do diagrama TRC da figura 3.9.

Diâmetro da Barra (mm)

20

Tabela III.7 – Composição química do aço SAE 1070 (% em peso)

C Mn Si P S

0,750 0,700 0,330 0,017 0,016


Observa-se nos diagramas de resfriamento que a estrutura martensítica apresenta maior

facilidade de surgimento no aço SAE 5160 que no aço SAE 1070. A martensita por apresentar

alta densidade de discordâncias e elevada intensidade de tensões internas, pode acarretar o

aumento de tensões residuais, que serão melhor descritas no item 3.4, que por sua vez,

podem ocasionar o surgimento do empeno da barra chata 1 5/8” x 5/16”.

Vale destacar que os diagramas TRC, normalmente, referem-se a uma composição

química média dentro de valores especificados em norma. É encontrado, contudo, que

variações na composição dentro da faixa de especificação podem, algumas vezes, conduzir a

diferenças consideráveis na estrutura e propriedades. Além do mais, existem regiões críticas

do diâmetro da barra onde pequenas mudanças nas taxas de resfriamento produzem uma

rápida mudança na microestrutura predominante.

Uma análise dos efeitos da variação da composição química para os aços mostra que

para todos os diâmetros são incrementados cerca de 60% se o teor de carbono é aumentado

em 0,05% dentro da especificação. Uma mudança no teor de manganês da mesma quantidade

produziria 25% deste efeito.

Para o caso do diagrama TRC do aço SAE 5160, conforme apresentado na figura 3.7, a

faixa de diâmetro para obtenção de martensita e bainita varia entre 1,5mm e 11mm. Ao

aumentar 60% do diâmetro devido ao aumento do teor de carbono de 0,05% tem-se que a

faixa de diâmetro passaria a ser de 2,4mm a 18mm. Para o diâmetro de 16mm que refere ao

diâmetro equivalente para barra chata 1 5/8” x 5/16”, observa-se, portanto que este diâmetro

apresentaria estrutura martensítica e bainítica.

3.4 – Tensões residuais

Tensões residuais são aquelas que permanecem em uma peça quando todos os seus

carregamentos externos são retirados. Essas tensões surgem em peças submetidas a

21

processamentos termomecânicos tais como: usinagem, fundição, soldagem, forjamento,

dobramento, laminação, extrusão a frio, estampagem, tratamentos térmicos e termoquímicos.

As tensões residuais, presentes nos processamentos térmicos e mecânicos

mencionados anteriormente, podem ser oriundas:

• variações volumétricas devido à transformação de fase do material;

• variações volumétricas devido à diversificação de microconstituintes;

• contração ou expansão térmica diferencial;

• deformação mecânica diferencial (Pittela, 2003).

As mudanças de volume associadas às transformações estruturais do material são

responsáveis pelo aparecimento de tensões residuais e distorções. Por exemplo, peças

temperadas tendem a apresentar tensões residuais de tração na sua superfície. Estas tensões

aparecem devido ao aumento de volume associado com a decomposição da austenita que

tende a ocorrer, nas regiões centrais da peça, posteriormente à transformação das regiões

localizadas junto à sua superfície (devido à elevada taxa de retirada de calor durante a

têmpera, a superfície de uma peça tende a resfriar muito mais rapidamente do que a sua parte

central).

Quando um material é aquecido, suas dimensões aumentam proporcionalmente à

variação de temperatura. Se um objeto for aquecido e resfriado de modo uniforme e não

existirem restrições às suas variações dimensionais, estas não resultam em efeitos mecânicos

importantes no objeto, isto é, após o ciclo térmico, o objeto não deverá apresentar nem tensões

residuais nem distorções. Contudo, se a variação de temperatura não for uniforme ao longo da

peça ou se esta não puder se expandir ou contrair livremente durante o ciclo térmico, tensões

residuais e/ou distorções podem se desenvolver.

Damasceno (2004) e Peixoto e Andrade (2005) observaram que durante o processo de

resfriamento de tubos, em leito de resfriamento e após o processo de têmpera, uma

distribuição heterogênea da temperatura ao longo do produto era capaz de gerar tensões

residuais que, se excederem o limite de escoamento, ocasionarão deformações plásticas

(empenamento). O empenamento tenderá a ocorrer entre os 5 e os 20 primeiros minutos de

resfriamento, mostrando ser o período mais crítico e que, se algum tipo de deformação

plástica vier a ocorrer, é bem provável que seja dentro deste intervalo de tempo, região onde

ocorre o resfriamento forçado por ventiladores, submetendo os tubos a uma elevada taxa de

resfriamento.

22

Souza (2007) verificou que o resfriamento dos tubos é altamente influenciado pela

presença do resfriamento forçado oriundo de ventiladores, observando-se uma diferença de

temperatura de 92°C, que ocorre na primeira parte do leito. Este sistema de resfriamento

forçado provoca uma elevada taxa de resfriamento que pode originar o empenamento dos

tubos. Na segunda parte do leito, onde os tubos são submetidos ao resfriamento por convecção

natural, observaram-se menores taxas de resfriamento e maior homogeneização da

temperatura.

O aparecimento de tensões residuais é, também, devido a ocorrência, ao longo de uma

seção da peça, de deformações plásticas não uniformes, o que pode ser causado por efeitos

mecânicos ou térmicos. Um exemplo é o aparecimento de tensões residuais próximo à

superfície de uma peça submetida a processo de jateamento com granalhas esféricas em alta

velocidade que causam o escoamento plástico do material próximo da superfície (processo

Shot penning). Neste caso, as tensões compressivas formadas junto à superfície de peças,

como molas planas e helicoidais e barras estabilizadores de veículos, têm um efeito benéfico

na sua resistência à fadiga e corrosão.

3.4.1 – Leito de resfriamento

Diversos modelos matemáticos têm sido utilizados no intuito de prever a estrutura

final do material e, conseqüentemente, as suas propriedades mecânicas. Estes estudos levam

em consideração diversas etapas do processo de laminação, iniciando-se no forno de

reaquecimento, trem de laminação e, por fim, o leito de resfriamento, sendo este último de

grande importância, pois grande parte dos produtos laminados a quente são resfriados em

barras retas sobre leitos de resfriamento (Anelli, 1992).

Nesta última etapa do processo, os modelos matemáticos levam em consideração

comprimento das zonas de resfriamento, os diagramas de resfriamento contínuo dos aços e o

processo de transferência de calor no intuito de prever a microestrutura do produto laminado

(Padilha, A.F; Siciliano Jr, 2005; Anelli, 1992).

O processo de transferência de calor durante o resfriamento do produto laminado

ocorre a partir de sua superfície através dos seguintes fenômenos:

• convecção: ocorre devido à circulação de água sobre a superfície do produto laminado

e pela presença de fortes correntes de ar;

23

• radiação: ocorre devido às altas temperaturas do produto e conseqüente emissão de

radiação térmica;

• condução: ocorre através do contato do produto com pontos frios dos componentes do

laminador como cilindros, guias e calhas. Como a transmissão de calor do interior do

produto para sua superfície ocorre exclusivamente por condução, a espessura passa a

ser um fator importante na taxa de resfriamento (Rizzo, 2010).

O resfriamento não é, geralmente, homogêneo ao longo da seção e comprimento do

produto, o que pode ser exemplificado, no caso de cantoneiras, onde as abas se resfriam mais

rapidamente que no vértice, ocasionando o empenamento da barra.

Observou-se o mesmo efeito do resfriamento não homogêneo durante a produção de

vergalhão pelo processo thermex, no qual detectou uma diferença nas propriedades mecânicas

(alongamento, limite de resistência e limite de escoamento) nas extremidades das barras,

oriunda da diferença de temperatura, onde as pontas das barras são mais frias em relação ao

restante do produto (Alves Filho, 2004).

Para perfis assimétricos, como é o caso, de um perfil I e U, a barra permanecerá reta,

mas originar-se-ão tensões residuais no perfil. Essas tensões poderão superar o limite de

resistência do material, levando-o a apresentar trincas quando submetido a outros processos

mecânicos subseqüentes, como rebitagem ou puncionamento. Vale destacar que os produtos

laminados a quente, não recozidos, são sedes de tensões residuais (Rizzo, 2010).

Portanto, uma série de fatores afeta o resfriamento no leito, entre os quais podem ser

destacados:

• a composição química do aço;

• a distância entre as peças no leito;

• as dimensões e formato das peças em resfriamento;

• os valores de temperatura inicial e final das peças no leito.

No entanto, as tensões residuais não provêm unicamente do resfriamento não síncrono

da seção, mas também do último passe de laminação, como constatada durante a laminação de

chapas grossas:

• diferença entre as velocidades dos cilindros superior e inferior, onde a chapa

empena na direção dos cilindros com menor velocidade;

• diferença no coeficiente de atrito entre os cilindros superior e inferior com o

material. A chapa empena em direção do lado da superfície do material com o

maior coeficiente de atrito (Yoshi et al.,1991).

24

Para evitar maiores transtornos durante o processo produtivo da laminação, o

procedimento adotado consiste em um resfriamento muito lento dos produtos laminados,

através da utilização de coberturas isolantes nos leitos, o que nem sempre é possível devido às

limitações de estrutura física dos leitos de resfriamento. Outra forma é a utilização de peças de

ferro fundido cinzento nos pontos de contato da barra com o leito, que acelera o resfriamento,

reduzindo a possibilidade de distorção dimensional do produto laminado, principalmente na

faixa de temperatura correspondente às transformações estruturais do aço (Rizzo, 2010).

3.4.2- Tensões de origem térmica e de transformações de fase

As tensões residuais podem ser de origem térmica e de transformações de fase. As

tensões de origem térmica são tensões que surgem numa peça devido a gradientes de

temperatura, que podem levar à deformação plástica inesperada ou fratura (Krauss,1990;

Callister, 2002). Essas tensões ocorrem quando a elevação de temperatura não é uniforme e

conseqüentemente haverá dilatação diferencial entre a superfície e o núcleo da peça e no

resfriamento a superfície tornar-se-á rígida e irá opor-se a contração do núcleo.

As tensões provenientes das transformações de fases produzem variações de volume

tanto mais sensíveis quanto mais drásticas as condições de resfriamento e mais complexas as

formas das peças (Krauss, 1990).

No tratamento térmico de têmpera de cilindros de aço SAE 4140H foi observado estes

dois tipos de tensões (térmica e transformação de fases) que podem ser responsáveis pela

maioria dos casos de fratura em cilindros (Lagatta et al., 2007).

No resfriamento ocorrem alterações não homogêneas oriundas de diversos

microconstituintes que surgem em função da geometria da peça, velocidade de resfriamento e

composição química do aço em estudo (Nelson et al., 1971).

Durante o resfriamento da barra chata de 100mm de largura e 5mm de espessura na

especificação SAE 5160, no leito de resfriamento (tipo Walking Beam), encontrou-se, durante

análise metalográfica, a presença de estrutura perlítica com microdureza média de 311 Vickers

(100 gf de carga), estrutura acicular com microdureza média de 351 Vickers (100 gf de carga)

e ilhas de martensita com microdureza média de 858 Vickers (100 gf de carga), como

apresentado na figura 3.10 (Santos et al., 2008).

25

Estrutura perlítica Estrutura Acicular Ilhas de Martensita

Figura 3.10 - Microestrutura presente na barra chata 100mm x 5mm produzida no aço SAE

5160

Fonte: Santos et al., 2008 p.06.

Esta mescla de microestruturas ao longo da barra gerava empeno durante o

resfriamento no leito, conforme ilustrado na figura 3.11, e fragilidade do material ocasionando

quebra durante a realização do furo e ranhura para produção final de lâmina para corte de

rochas ornamentais. A presença desta mescla de microestruturas se deve a alta taxa de

resfriamento imposta ao material devido à baixa espessura (5,00mm de espessura) (Santos et

al., 2008).

Figura 3.11 - Empeno na barra chata 100mm x 5mm SAE 5160 durante resfriamento no leito


20 µm 20 µm 20 µm

26

Em função dos valores de microdureza e análises das microestruturas apresentadas na

figura 3.10 e do tipo do aço empregado SAE 5160, visando à redução do problema de

empeno, mas mantendo um nível de dureza exigida para aplicação final do produto, elaborou-

se um aço cuja denominação interna na empresa é S71, derivado do aço SAE 1070, com

menor temperabilidade que o aço SAE 5160 devido a redução do teor de cromo e eliminação

do nióbio, conforme apresentado na tabela III.8, o que permitiu a laminação da barra chata

100mm x 5mm sem o surgimento e, por conseqüência, o sucateamento por empeno (Santos et

al., 2008).

Tabela III.8 – Composição química típica para o aço SAE 5160 e S71 (% em peso)

Aço C Mn Si P S Nb Cr

Mín 0,560 0,750 0,150 - - 0,030 0,700 5160

Máx 0,640 1,000 0,300 0,030 0,035 0,040 0,900

Mín 0,700 0,800 0,200 - - - 0,150 S71

Máx 0,750 1,100 0,400 0,030 0,030 - 0,200

Fonte: Santos et al, 2008 p.11.

Na figura 3.12 é apresentado a situação da barra chata 100mm x 5mm laminada no

novo tipo de aço (S71).

Figura 3.12 – Produção da barra chata 100mm x 5mm sem empeno após a troca do tipo de aço


27

Portanto, as mudanças dimensionais oriundas das tensões internas podem ocasionar o

surgimento de empeno nas peças quando for ultrapassado o limite elástico do material ou

originar conseqüências ainda mais graves que é o aparecimento de trincas, caso seja

ultrapassado o limite de resistência mecânica do material (Chiaverini, 2003).

A tabela III.9 apresenta as variações de volume provocadas pelas diversas

transformações de fase que ocorrem nos aços (Nelson et al., 1971).

Tabela III.9 – Variações de volume provocadas por transformações de fases nos aços

Natureza da transformação Variação do volume (%)

Austenita Perlita 4,64 – 2,21 * (%C)

Austenita Bainita 4,64 – 1,43 * (%C)

Austenita Martensita 4,64 – 0,53 * (%C)

Fonte: Nelson et al., 1971 apud Pittela, 2003 p.62.

Para um aço com 0,60% de carbono, como o SAE 5160, quando a austenita se

transforma em perlita há um aumento de volume de 3,31%, enquanto que a transformação em

martensita provoca um aumento de volume de 4,32%, portanto 30% maior que a

transformação perlítica.

De modo geral, as transformações que ocorrem com resfriamento rápido são de

importância fundamental e devem ser consideradas as superposições das tensões térmicas e

aquelas devido às transformações de fases, que determinarão a distribuição final das tensões

residuais nas diversas direções.

Durante o estudo de simulação da transferência de calor, através do cálculo dos

coeficientes de transferência de calor, das tensões residuais térmicas e distorções em corpos de

prova de aço SAE 5160, utilizando-se como meio de têmpera dois tipos de óleos, empregando

como ferramentas primordiais a simulação dos tratamentos térmicos e curvas de resfriamento,

notou-se, conforme apresentado na figura 3.13, a presença de tensões trativas altíssimas na

superfície da peça ao ser comparada com o centro.

28

A existência destas tensões trativas na superfície pode, além de diminuir violentamente

a vida em fadiga do componente, ocasionar distorções no produto final (Penha e Canale,

2006).

Figura 3.13 – Presença de elevadas tensões trativas

Fonte: Penha, 2006 p.08.

29

4 – MATERIAIS E MÉTODOS

4.1 – Materiais

Os aços utilizados no estudo foram o SAE 5160 e SAE 1070 laminados na bitola de

barra chata de 1 5/8” x 5/16” (largura de 41,28mm e espessura de 7,94mm), cuja composição

química típica está apresentada na tabela IV.1. A composição química dos aços SAE 5160 e

SAE 1070 são especificados pelas normas SAE J404 (Chemical Compositions of SAE Alloy

Steels, 2000) e SAE J403 (Chemical Compositions of SAE Carbon Steels, 2001),

respectivamente.

Tabela IV.1 – Composição química típica dos aços SAE 5160 e SAE 1070 produzidos na

ArcelorMittal Cariacica (% em peso)

Aço C Mn Si P S Nb Cr

Mín 0,560 0,750 0,150 - - 0,030 0,700 5160

Máx 0,640 1,000 0,300 0,030 0,030 0,040 0,900

Mín 0,650 0,600 0,150 --- --- 1070

Máx 0,750 0,900 0,350 0,030 0,035 --- ---

A grande diferença de composição química existente entre os aços SAE 5160 e SAE

1070 refere-se à presença de elementos de liga, de enorme influência no comportamento do

aço que são o manganês, cromo e nióbio.

As variáveis do processo de aciaria foram mantidas dentro dos padrões técnicos e

operacionais normais de fabricação de aço existentes na ArcelorMittal Cariacica.

4.2- Medição da temperatura das barras no leito de resfriamento

A temperatura de reaquecimento dos tarugos pode afetar o tamanho de grão da

austenita e, consequentemente, as características das transformações subseqüentes no

resfriamento. Então definiu-se como faixa de temperatura adequada de desenfornamento dos

30

tarugos de 950oC a 1010oC, permitindo uma condição adequada de laminação, não afetando as

condições de agarre dos tarugos nos passes de laminação e evitando também uma elevada

troca de calor por radiação das barras no leito, pois a troca se dá com a temperatura da

superfície da barra a quarta potência (T4).

A medição da temperatura das barras na chegada do leito de resfriamento foi realizada

por pirômetro portátil da marca Raytek com emissividade de ε = 0,84 em que a faixa de

temperatura da barra na chegada do leito está entre 790oC e 850oC.

O levantamento dos valores de temperatura da barra para construção da curva de

resfriamento foi tomado a um metro da extremidade da barra, pois, por questão de risco de

acidentes, não foi possível a realização da tomada das temperaturas em outras posições do

leito. Realizou-se a medição da temperatura a partir do momento que a barra chegou ao leito

até a saída da mesma em direção à tesoura de corte final.

4.3 – Ensaios

O comprimento do tarugo empregado na produção da barra chata de 1 5/8” x 5/16” foi

de 5,50m produzindo uma barra de 289m, que foi cortada na tesoura divisora em 6 barras de

48m para que cada barra fosse acondicionada no leito de resfriamento de comprimento de

60m, conforme apresentada na figura 4.1.

Figura 4.1 – Esquema do leito de resfriamento da ArcelorMittal Cariacica.

31

Amostras de 300mm de comprimento foram retiradas de forma aleatória para se

avaliar a distribuição da dureza e a microestrutura ao longo dos 289 metros da barra chata

laminada tanto para o aço SAE 5160, que apresentou empeno, quanto para o aço SAE 1070,

no qual não houve o surgimento de tal defeito.

4.3.1- Medição da dureza Brinell

Foram coletadas 24 amostras da barra chata de 1 5/8” x 5/16” oriundas de 03 tarugos

de cada aço (SAE 5160 e SAE 1070) totalizando 72 amostras por tipo de aço.

Em cada amostra foi realizada a medição da dureza Brinell (187,5kgf de carga e

diâmetro da esfera de 2,5mm) em cinco pontos ao longo da largura da barra, gerando um valor

médio para cada amostra estudada, com o intuito de monitorar o efeito da história térmica nos

resultados de dureza, utilizando-se o durômetro da marca Industécnica, modelo Microtest.

4.3.2 – Análise metalográfica e medição da microdureza

Para realizar a análise metalográfica e medição da microdureza Vickers foram retiradas

8 amostras de 20mm das amostras iniciais de 300mm, que apresentaram maior variação de

dureza, com objetivo de analisar a microestrutura. Estas amostras de 20mm foram

identificadas pelas letras A, B, C, D, E, F, G e H e ao longo de cada amostra foram realizadas

três medições de microdureza Vickers com carga de 100gf.

No caso do aço SAE 5160 foram retiradas amostras de dois tarugos identificados como

tarugos 1 e 3, e para o aço SAE 1070 somente em um tarugo, conforme apresentada nas

figuras 4.2, 4.3 e 4.4.

As amostras foram preparadas por lixamento e polimento padrão e atacadas com nital

2%, para a caracterização microestrutural, na seção transversal, por microscopia ótica.

Para a medição da microdureza foi realizada a montagem das amostras, conforme

exemplificado na figura 4.2. As amostras identificadas pelas letras de A a H foram embutidas

em resina, sendo acondicionadas 03 amostras de 20mm.

32

Figura 4.2 – Aço SAE 5160 Tarugo 1 � amostras 1A, 1B, 1C, 1D, 1E, 1F, 1G e 1H.



A B C D E F G H

A B C D E F G H

Montagem - 1 Montagem - 2 Montagem - 3


A B C D E F G H


33

4.3.3- Ensaio de dilatometria para obtenção do diagrama TRC para o aço SAE 5160

A análise dilatométrica foi realizada em um dilatômetro de têmpera Adamel-Lhomargy

LK 02 (CETEC/REDEMAT), utilizando amostras cilíndricas com 2mm de diâmetro e 12mm

de comprimento, cuja composição química é apresentada na tabela IV.2.

Tabela IV.2 – Composição química das amostras para dilatometria (% em peso)

Corrida C Mn Si P S Nb Cr

75336 0,58 0,77 0,17 0,019 0,019 0,033 0,72

Os corpos de prova foram aquecidos em dilatômetro a 6°C/s até a temperatura de

austenitização de 900°C, mantidos nesta temperatura por 3 minutos e resfriados com taxas

constantes de 1,0ºC/s; 1,5ºC/s; 2ºC/s; 3ºC/s; 4ºC/s; 6ºC/s; 8ºC/s e 12ºC/s.

O ambiente de aquecimento foi em baixo vácuo e o de resfriamento com vazão de

Hélio. Foram registradas as curvas de variação de comprimento (∆L) em função da

temperatura, bem como a derivada de ∆L em função do tempo. As temperaturas de início e

fim de transformação foram medidas a partir destas curvas.

As amostras provenientes dos ensaios de dilatometria foram analisadas no microscópio ótico

após ataque com reativo nital e em seguida realizado o ensaio de microdureza com

microdurômetro Leitz, visando avaliar presença dos microconstituintes na estrutura do

material.

34

5 - RESULTADOS E DISCUSSÃO

5.1 – Medição de temperatura da barra chata no leito de resfriamento

Para avaliar a taxa de resfriamento à qual a barra chata 1 5/8” x 5/16” é normalmente

submetida durante o processo de laminação, realizou-se a medição da temperatura da barra na

chegada no leito de resfriamento até a mesa de rolos. Na figura 5.1 é apresentado os valores da

temperatura e taxa de resfriamento em função do tempo. O sistema de empilhamento das

barras no leito consistiu na colocação de apenas uma barra por pente no leito.

520499

469441

401385 377

359340

318295

265251

232

551

835

632

225

1,4 1,41,8 1,7

0,70,3

0,60,8

0,30,7

0,9 0,90,6

0,4

11,3

2,8

1,2

0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

Tempo (s)

Tem

per

atu

ra (

oC

)

0

2

4

6

8

10

12

Tax

a d

e re

sfri

amen

to (

oC

/s)

Temperatura da barra 835 632 551 520 499 469 441 401 385 377 359 340 318 295 265 251 232 225

Taxa de resfriamento 11,3 2,8 1,4 1,2 1,4 1,8 1,7 0,7 0,3 0,6 0,8 0,3 0,7 0,9 0,9 0,6 0,4

0 18 47 69 87 109 125 148 172 200 232 256 337 372 406 422 455 475

Figura 5.1 – Curva de resfriamento para barra chata 1 5/8” x 5/16” SAE 5160.

Notou-se uma elevada taxa de resfriamento assim que a barra chegou ao leito de

resfriamento (11,3oC/s), o que pôde ser visto através de uma queda brusca de temperatura

de 835oC para 632oC em apenas 18 segundos. Observou-se também que a barra foi submetida

a uma elevada taxa de resfriamento até 47 segundos (2,8oC/s), período em que já ocorreu o

empeno na barra chata. Após este tempo a taxa de resfriamento tornou-se menor e sofreu

menor variação.

35

A barra chata 1 5/8” x 5/16” SAE 1070 também sofreu as mesmas condições de

resfriamento e, no entanto, não apresentou o fenômeno de empeno.

As barras chegaram ao leito de forma retilínea, no entanto, à medida que ocorreu o

resfriamento, houve o surgimento do empeno. Na figura 5.2 é apresentado o empeno presente

na barra chata antes da utilização das alterações propostas.

Os valores de empeno encontrados na barra chata variaram de 40mm a 65mm, sendo

que o valor aceitável pelos clientes é de 30mm.

Figura 5.2 – Empeno na barra chata 1 5/8” x 5/16” do aço SAE 5160.

5.2 - Medição da dureza Brinell

Os resultados da medição da dureza Brinell para os aços SAE 5160 e SAE 1070 são

apresentados na figura 5.3.

Notou-se que os valores de dureza para o aço SAE 1070 oscilaram entre 233HB a

258HB com uma amplitude de 25HB e para o aço SAE 5160 os valores de dureza oscilaram

entre 267HB a 360HB com uma amplitude de 93HB, apresentando, portanto, uma elevada

dispersão dos dados e valores bem maiores de dureza comparados ao aço SAE 1070.

36

220

240

260

280

300

320

340

360

-

Inicio Meio Fim

Du

reza

Bri

nel

l (H

B)

SAE 1070 - Tarugo 1SAE 1070 - Tarugo 3



Figura 5.3 – Variação de dureza para os aços SAE 5160 e SAE 1070.

5.3 – Análise metalográfica e medição da microdureza dos aços SAE 5160 e SAE 1070

As tabelas V.1 a V.3 apresentam os valores de microdureza e a descrição da

microestrutura das amostras 1A a 1H do aço SAE 5160, 3A a 3H do aço SAE 5160 e 5A a 5H

do aço SAE 1070, respectivamente.

Observou-se nestas tabelas e na figura 5.4 as seguintes características das amostras:

• presença de ferrita acicular e perlita fina no aço SAE 5160, amostra 1A com

microdureza Vickers média de 342;

• presença de perlita fina no aço SAE 5160 com a microdureza Vickers variando

de 336 a 383;

• presença de perlita fina no aço SAE 1070 com a microdureza Vickers variando

de 286 a 313.

Posição de retiradas de amostras ao longo dos 289 metros de barra

SAE 5160

SAE 1070

37

Tabela V.1 - Microestrutura e microdureza Vickers das amostras 1A a 1H do aço SAE 5160

Microdureza Vickers – 100gf Amostra Microestrutura

Mín. Intermediária Máx. Média

1A Ferrita Acicular e

perlita fina 309 351 366 342,0

1B Perlita fina 336 366 366 356,0

1C Perlita fina 336 351 383 356,7

1D Perlita fina 285 322 383 330,0

1E Perlita fina 336 366 366 356,0

1F Perlita fina 351 366 366 361,0

1G Perlita fina 351 366 383 366,7

1H Perlita fina 383 383 383 383,0




3A Perlita fina 309 351 366 342,0

3B Perlita fina 336 351 366 351,0

3C Perlita fina 336 351 351 346,0

3D Perlita fina 322 336 351 336,3

3E Perlita fina 322 336 351 336,3

3F Perlita fina 351 351 366 356,0

3G Perlita fina 336 366 383 361,7

3H Perlita fina 336 351 401 362,7




5A Perlita fina 309 309 322 313,3

5B Perlita fina 274 285 322 293,7

5C Perlita fina 285 285 322 297,3

5D Perlita fina 285 297 309 297,0

5E Perlita fina 274 309 322 301,7

5F Perlita fina 274 297 297 289,3

5G Perlita fina 274 297 322 297,7

5H Perlita fina 264 297 297 286,0

38

Na figura 5.4 é apresentado a variação da microdureza para amostras retiradas dos aços

SAE 5160 e SAE 1070.

Figura 5.4 - Variação de dureza das amostras dos aços SAE 5160 e SAE 1070.

Nas figuras 5.5, 5.6 e 5.7 são apresentadas as microestruturas das amostras 1A a 1H,

3A a 3H e 5A a 5H, respectivamente. Estão também indicados os valores médios da

microdureza Vickers (HV).

280,0

300,0

320,0

340,0

360,0

380,0

400,0

Médias

HV 100gf

5160 Tarugo 01 342,0 356,0 356,7 330,0 356,0 361,0 366,7 383,0 5160 Tarugo 03 342,0 351,0 346,0 336,3 336,3 356,0 361,7 362,7 1070 Tarugo 05 313,3 293,7 293,7 297,0 301,7 289,3 297,7 286,0

A B C D E F G H

39

Am. 1A, 342,0 HV Am. 1B, 356,0 HV

Am. 1C, 356,7 HV Am. 1D, 330,0 HV

Am. 1E, 356,0 HV Am. 1F, 361,0 HV

Am. 1G, 366,7 HV Am. 1H, 383,0 HV

Figura 5.5 – Microestrutura das amostras retiradas no tarugo 1, 1A a 1H, do aço SAE 5160.

20 µm 20 µm

20 µm 20 µm

20 µm

20 µm 20 µm

20 µm

40

Am. 3A, 342,0 HV Am. 3B, 351,0 HV

Am. 3C, 346,0 HV Am. 3D, 336,3 HV

Am. 3E, 336,3 HV Am. 3F, 356,0 HV

Am. 3G, 361,7 HV Am. 3H, 362,7 HV


.

20 µm 20 µm

20 µm 20 µm

20 µm

20 µm 20 µm

20 µm

41

Am. 5A, 313,3 HV Am. 5B, 293,7 HV

Am. 5C, 297,3 HV Am. 5D, 297,0 HV

Am. 5E, 301,7 HV Am. 5F, 289,3 HV

Am. 5G, 297,7 HV Am. 5H, 286,0 HV


20 µm 20 µm

20 µm 20 µm

20 µm 20 µm

20 µm 20 µm

42

5.4 – Análise do diagrama de transformação no resfriamento contínuo para o aço SAE

5160

Na tabela V.4 é apresentada a microestruturas obtidas em função das taxas de

resfriamento e os respectivos valores de microdureza Vickers, no qual pode-se destacar:

• para taxas de resfriamento abaixo de 1,5oC/s, observou-se apenas a ocorrência

de perlita;

• para taxa de 2,0oC/s, observou-se a ocorrência de perlita e martensita;

• para as taxas de 3,0oC/s e 4,0oC/s, observou-se uma mescla de estrutura com

aparecimento de perlita, martensita e bainita;

• para taxas de 6,0oC/s a 12,0oC/s, observou-se uma diminuição da quantidade de

perlita e aumento da quantidade de martensita;

• a dureza da perlita apresentou um valor médio de 328HV, oscilando entre

306HV a 353HV para taxas de resfriamento entre 1,0oC/s e 8,0oC/s. Para taxa

de 12,0oC/s, a dureza da perlita foi de 509HV;

• a microdureza das amostras aumentou em função da quantidade de martensita;

• a dureza da martensita variou de 623HV a 965HV e quanto maior a taxa de

resfriamento, maior foi a dureza Vickers, conseqüência do refinamento da

estrutura martensítica.

Tabela V.4 - Análise metalográfica e medição da microdureza das amostras do aço SAE 5160

Ferrita Perlita Bainita Martensita Perlita Ferrita Martensita

A 1 99 - - 306 - - 294

B 1 99 - - 340 - - 321

C 1 97 - 2 353 - 623 351

D - 75 10 5 313 - 739 379

E - 53 16 31 306 - 739 394

F - 35 - 65 340 - 655 401

G - 20 80 340 - 965 695

H - 5 95 509 - 825 780

Amostra

8,0

12,0

Taxa de resfriamento

(ºC/s)1

1,5

6,0

Estrutura (%) Microdureza (Vickers) - 200gf

Microdureza Vickers - 50gf

2,0

3,0

4,0

A figura 5.8 ilustra a evolução da microestrutura dos corpos de prova empregados no

ensaio de dilatometria em função do aumento da taxa de resfriamento.

Nas figuras 5.9 a 5.16 são apresentadas as curvas dilatométricas, variação relativa do

comprimento da amostra como uma função da temperatura para as diferentes taxas de

resfriamento: 1,0ºC/s; 1,5ºC/s; 2,0ºC/s; 3,0ºC/s; 4,0ºC/s; 6,0ºC/s; 8,0ºC/s e 12,0ºC/s. As

43

temperaturas de início e fim de formação perlita, Ar1 e Arif, respectivamente, de início e fim

de formação da bainita, Bi e Bf, respectivamente, e a temperatura Mi de início de formação da

martensita, estão indicadas nas figuras, para o aço SAE 5160. Observa-se que na figura 5.16

não foi possível observar a temperatura de início de formação da martensita, sendo o valor

indicado o determinado para a taxa de 8,0oC/s. Os valores destas temperaturas estão listados

na tabela V.5, para as diferentes taxas de resfriamento.

Tabela V.5 – Temperatura de início e fim de transformação para o aço SAE 5160

txr Ar1 Ar1f Bi Bf Mi 1,0 678 589 --- 1,5 677 573 --- 2,0 677 546 --- 3,0 652 --- 548 401 4,0 622 --- 493 388 6,0 595 --- --- 360 8,0 580 --- 360

12,0 --- --- --- 360

44

A B C

D E F

G H

Figura 5.8 – Evolução da microestrutura do aço SAE 5160 em função da taxa de resfriamento:

A = 1,0ºC/s; B = 1,5ºC/s; C = 2,0ºC/s; D = 3,0ºC/s; E = 4,0ºC/s; F = 6,0ºC/s; G = 8,0ºC/s; H =

12,0ºC/s.

20 µm 20 µm 20 µm

20 µm 20 µm 20 µm

20 µm 20 µm

45

500 600 700 80060

80

100

120

Ar1f=589

oC

Ar1=678

oC

∆L

(u

.a)

Temperatura (oC)

txr=-1,0oC/s

Figura 5.9 – Curva dilatométrica para taxa de resfriamento de 1,0oC/s.

500 600 700 80060

80

100

120

Ar1f=573

oC

Ar1=677

oC

∆L

(u

.a)

Temperatura (oC)

txr=-1,5oC/s


500 600 700 80060

80

100

120

Ar1f=546

oC

Ar1=677

oC

∆L

(u

.a)

Temperatura (oC)

txr=-2,0oC/s


46

400 500 600 700

60

80

100

Bi=548

oC

Bf=401

oC

Ar1=652

oC

∆L

(u

.a)

Temperatura (oC)

txr=-3,0oC/s


300 400 500 600 700

40

60

80

Bi=493

oC

Bf=380

oC

Ar1=622

oC

∆L

(u

.a)

Temperatura (oC)

txr=-4,0oC/s


300 400 500 600 70020

40

60

80

Ar1=595

oC

Mi=360

oC

∆L

(u

.a)

Temperatura (oC)

txr=-6,0oC/s


47

300 400 500 600 700

20

40

60

80

Ar1=580

oC

Mi=360

oC

∆L

(u

.a)

Temperatura (oC)

txr=-8,0oC/s


300 400 500 600 700 800

20

40

60

80

100

120

Mi=360

oC

∆L

(u

.a)

Temperatura (oC)

txr=-12,0oC/s


Com base nas figuras 5.8 a 5.16 e tabela V.5, elaborou-se o diagrama de transformação

no resfriamento contínuo para o aço SAE 5160, como é apresentado na figura 5.17.

48

1 10 100 10000

100

200

300

400

500

600

700

800

900

1000

txr (oC/s) HV (200gf)

-1 294

-1,5 321

-2 351

-3 379

-4 394

-6 401

-8 695

-12 780

B

P

Mi

12,0

8,0

6,0

4,03,0

2,0

1,51,0

oC/s

Te

mpe

ratu

ra (

oC

)

Tempo (s)

Figura 5.17 - Diagrama TRC para o aço SAE 5160.

5.5 – Modificação no processo industrial

A proposta de redução da taxa de resfriamento em escala industrial, visando à

obtenção de barras sem empeno, baseou-se nos aspectos metalúrgicos e operacionais mais

relevantes.

A partir das análises das microestruturas e do correspondente diagrama TRC do aço

SAE 5160, observou-se que taxas de resfriamento abaixo de 1,5ºC/s resultaram em uma

microestrutura perlítica e que acima de 2,0ºC/s levaram ao aparecimento de microestruturas

aciculares, como martensita e bainita, o que é fortemente prejudicial para o produto devido à

geração de tensões residuais, como indicada pela alta dureza Vickers detectadas nas amostras

de barra chata (figura 5.4).

Outro ponto a ser considerado é a influência da espessura final do produto, pois quanto

menor a espessura, maior a taxa de resfriamento o que aumenta a possibilidade de

surgimento de estruturas aciculares.

Destaca-se também, a elevada temperabilidade do aço SAE 5160, o que permitiu a

obtenção de estrutura martensítica sem a presença de meios severos de resfriamento, indicada

pela presença de elementos químicos como o carbono, cromo e manganês, que resultou em

variabilidade de dureza na bitola de 1 5/8” x 5/16” produzida no aço SAE 5160, apesar de ter-

49

se localizado poucas amostras com estrutura acicular, conforme observado nas figuras 5.5, 5.6

e 5.7.

Finalmente, as condições do leito de resfriamento, utilizado durante a laminação da

barra chata 1 5/8” x 5/16”, que permite elevada troca de calor por radiação, condução e

convecção ocasionando elevada taxa de resfriamento, conforme observado na figura 5.1, no

qual foi encontrada elevada taxa de resfriamento de 11,3oC/s. Na figura 5.18 pode-se observar

visualmente a diferença de temperatura ao longo da barra pela presença de manchas escuras, o

que indica a presença de diferentes taxas de resfriamento.

Figura 5.18 – Manchas escuras ao longo da barra devido as diferentes taxas de resfriamento.

Após a avaliação destes aspectos, decidiu-se pela realização de um teste em escala

industrial que consistiu em produzir na aciaria, corridas com os teores dos principais

elementos químicos, que influenciam na temperabilidade do aço (carbono, manganês e

cromo), próximos a especificação mínima. No processo de laminação decidiu-se pela proteção

e cobertura do leito de resfriamento seguido da adequação da colocação das barras nos pentes

do leito de resfriamento.

Foram produzidas 44 corridas com os teores dos elementos químicos próximos a faixa

mínima, conforme apresentado na figura 5.19 (a), (b) e (c). Observou-se que todos os

elementos apresentaram a média deslocada em relação ao valor nominal da faixa.

50

Figura 5.19 (a) – Distribuição do teor de carbono (%).

Figura 5.19 (b) – Distribuição do teor de manganês (%).

1,000,960,920,880,840,800,76

LSL Target USL

Process Data

Sample N 44

StDev (Within) 0,01505

StDev (O v erall) 0,01831

LSL 0,75000

Target 0,88000

USL 1,00000

Sample Mean 0,78114

Potential (Within) C apability

C Cpk 2,66

O verall C apability

Pp 2,28

PPL 0,57

PPU 3,99

Ppk

C p

0,57

C pm 0,39

2,77

C PL 0,69

C PU 4,85

C pk 0,69

Within

Overall

0,640,620,600,580,56

LSL Target USL

Process Data

Sample N 44



LSL 0,56000

Target 0,60000

USL 0,64000

Sample Mean 0,57909


C Cpk 1,70


Pp 1,60

PPL 0,76

PPU 2,43

Ppk

C p

0,76

C pm 0,59

1,70

C PL 0,81

C PU 2,59

C pk 0,81

Within

Overall

51

Figura 5.19 (c) – Distribuição do teor de cromo (%).

No processo de laminação implementou-se a proteção lateral do leito a fim de evitar as

fortes correntes de ar oriundas das aberturas laterais dos galpões, conforme apresentada na

figura 5.20.

Figura 5.20 – Proteção das laterais do leito realizada com chapas de alumínio.

0,900,870,840,810,780,750,72

LSL Target USL

Process Data

Sample N 44



LSL 0,70000

Target 0,80000

USL 0,90000

Sample Mean 0,73273


C Cpk 2,74


Pp 2,45

PPL 0,80

PPU 4,10

Ppk

C p

0,80

C pm 0,48

2,74

C PL 0,90

C PU 4,58

C pk 0,90

Within

Overall

52

Dando prosseguimento ao teste em escala industrial com o intuito de se obter uma

microestrutura perlítica mais grosseira, bem como minimizar o gradiente de temperatura na

barra chata, elaborou-se a construção de uma cobertura, ao longo do leito, de 54 metros de

comprimento, 2750mm de largura, e 350mm de distância entre as placas de cobertura e o leito

de resfriamento. Para definir as dimensões das placas de cobertura foram consideradas as

limitações da estrutura do leito para suportar as placas, bem como a retenção de calor

propiciada pelo novo dispositivo, haja vista que este tipo de leito não foi preparado para

trabalhar com uma cobertura sobre o mesmo.

Na figura 5.21 é apresentado às placas de cobertura na posição vertical (em descanso)

quando não estão sendo utilizadas durante a laminação da barra chata.

Figura 5.21 – Placas de cobertura do leito.

Realizada a proteção do leito, efetuou-se o novo método proposto de adequação das

barras, que consistiu em colocar duas barras sobrepostas em um mesmo pente visando agrupar

as barras no leito, aumentando a “espessura” da barra chata passando de 5/16” (7,94mm)

para 5/8” (15,88mm), aumentando, portanto, o “percurso” da transferência de calor e,

conseqüentemente, reduzindo-se a taxa de resfriamento das barras, conforme apresentada na

figura 5.22. Mesmo não ocorrendo o alinhamento perfeito entre a barra superior e inferior, e

havendo uma distância de 310mm entre as extremidades das barras, foi o suficiente para

impor ao material uma menor taxa de resfriamento.

53

Figura 5.22 – Empilhamento de duas barras por pente.

Para verificar a influência do sistema de empilhamento de duas barras, novo sistema

de cobertura do leito na face superior e das laterais, realizou-se a medição da temperatura da

barra na chegada no leito até a mesa de rolos, conforme apresentado na figura 5.23.

Ao efetuar a comparação das curvas de resfriamento apresentadas nas figuras 5.1 (sem

alterações no sistema do leito) e 5.23 (após a implementação das alterações), observou-se:

• No novo sistema, após a implementação das alterações, a barra foi submetida a

uma taxa de resfriamento de 0,77oC/s ao atingir a temperatura de 340oC.

Portanto, a nova taxa de resfriamento encontrou-se dentro das condições

apresentadas no diagrama TRC, figura 5.17, com taxa inferior a 1,5oC/s,

indicando uma microestrutura perlítica;

• Na mesma temperatura da condição acima, no antigo sistema a barra sofre uma

taxa de resfriamento média de 1,93oC/s (temperatura inicial da barra de 835oC e

tempo de 256 segundos), portanto próxima a taxa de resfriamento de 2,0oC/s, no

qual nota-se o surgimento de martensita, conforme diagrama TRC, figura 5.17.

Vale destacar que a barra foi submetida a elevadas taxas de resfriamento de

11,3oC/s e 2,8oC/s logo no início do processo de resfriamento no leito, o que

contribui para o surgimento do empeno.

54

809

260 250 245222

204

164

340

0,77

0,09

0,22 0,21

0,15

0,05

0,65

0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

Tempo (s)

Tem

per

atu

ra (

oC

)

0

0,1

0,2

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

0,8

0,9

Tax

a d

e re

sfri

amen

to (

oC

/s)

Temperatura da barra 809 340 260 250 245 222 204 164

Taxa de resfriamento 0,77 0,65 0,09 0,05 0,22 0,21 0,15

0 612 735 852 945 1051 1137 1400

Figura 5.23 - Curva de resfriamento para barra chata 1 5/8” x 5/16” SAE 5160 após as

alterações no leito de resfriamento e empilhando-se duas barras por pente.

5.5.1 – Dureza da barra chata após as mudanças no leito de resfriamento e na

composição química

Na figura 5.24 é apresentado os valores de dureza Brinell da barra chata 1 5/8” x 5/16”

medida em amostras retiradas da barra chata, resfriadas na condição de empilhamento de 2

barras por pente e cobertura do leito de resfriamento (estas amostras serão denominadas de IP,

de inovação no processamento).

Notou-se na figura 5.24 que os valores médios de dureza oscilaram entre 260HB a

319HB com amplitude de 59HB. Observou-se, também, que os maiores valores dureza

localizaram-se no início da barra. Isto deve-se ao fato do desalinhamento na extremidade das

barras que submetem a barra superior a uma elevada taxa de resfriamento. No restante da

barra observou-se que os valores de dureza oscilaram entre 260HB e 285HB com amplitude

25HB como é apresentado na figura 5.25.

55

250

260

270

280

290

300

310

320

330

-

Início Meio Fim

Du

reza

Bri

nel

l (H

B)

Barra Superior

Barra Inferior

Figura 5.24 – Variação de dureza para o aço SAE 5160 após o teste em escala industrial.

Figura 5.25 – Desalinhamento da extremidade das barras, sem empeno das mesmas.

Posição de retiradas de amostras ao longo dos 289 metros de barra

56

Observa-se na figura 5.25 que o gradiente de temperatura ao qual a barra é submetida

quando não ocorre o empilhamento de duas barras, mostrando que a extremidade sofre uma

elevada taxa de resfriamento, acarretando em um aumento da dureza.

A situação apresentada na figura 5.25 foi resolvida com alterações nos parâmetros

operacionais do leito, permitindo o alinhamento das extremidades das barras, conforme

apresentado na figura 5.26.

Figura 5.26 – Alinhamento das barras após modificação nos parâmetros do leito.

A realização das alterações no processo industrial de laminação da barra chata 1 5/8” x

5/16”, que consistiram na alteração da faixa da composição química e mudanças no sistema de

resfriamento permitiram a redução do índice de sucateamento por empeno. Este índice é

calculado pela razão entre a quantidade sucatada por empeno pela produção da barra chata

(em toneladas) multiplicada por 100 e teve uma redução significativa de 6,50% para 1,10%.

O novo sistema de resfriamento que consistiu na sobreposição de duas barras em único

pente também foi aplicado para outras bitolas de barra chata, como 2” x 1/4”, 1 ¾” x ¼” e 2 x

5/16”, que também apresentavam o defeito de empeno, ocasionando a redução do índice de

empeno para estas bitolas.

Para as demais bitolas de barra chata produzidas na especificação SAE 5160 (86

bitolas), que também apresentavam o fenômeno de empeno durante o processo de laminação,

foi utilizado o sistema de cobertura superior e lateral, o que permitiu a redução da taxa de

resfriamento para os valores indicados no diagrama de resfriamento para obtenção

57

da microestrutura perlítica, tendo como resultado a redução do índice de sucateamento por

empeno em 72,6% passando de 2,56% para 0,70%.

Outro ganho advindo das alterações no processo industrial foi a redução da dureza da

barra chata SAE 5160 aplicada em feixes de mola, bem como uma menor variabilidade desta

propriedade.

Vale destacar que o diagrama de transformação em resfriamento contínuo elaborado

para o aço SAE 5160 tornou-se uma ferramenta imprescindível para o processo de laminação

de barra chata ArcelorMittal Cariacica, em função das informações obtidas referentes às taxas

de resfriamento e microestruturas obtidas.

58

6 – CONCLUSÃO

• A origem fundamental do empeno na barra chata 1 5/8” x 5/16” foi oriunda de tensão

residual de origem térmica devido a alta taxa de resfriamento. Foi observada,

visualmente, a presença de manchas escuras ao longo das barras, o que indica o

gradiente de temperatura sendo este, inadequado para o aço SAE 5160, que apresenta

elevada temperabilidade. Além disto, foi detectada a presença de ilhas de martensita.

• Devido à elevada temperabilidade do aço SAE 5160 tornou-se necessário utilizar

baixas taxas de resfriamento, a fim de obter microestruturas sem a presença de

constituintes aciculares. As mudanças impostas no leito de resfriamento, como a

cobertura lateral e superior e o empilhamento de duas barras por pente, resultaram em

taxa de resfriamento de 0,77o C/s e em um produto sem o defeito de empeno. Para

minimizar a forte influência da composição química na temperabilidade do aço SAE

5160, devido à presença dos elementos químicos, como carbono, manganês e cromo,

propôs-se trabalhar com a faixa destes elementos próxima dos valores mínimos

especificados pela norma.

• Foi obtido um produto com menor dureza e menor variabilidade desta propriedade.

• Após a realização do teste com as proteções laterais, cobertura do leito e

empilhamento de duas barras por pente houve a redução significativa do índice de

sucateamento da barra chata devido ao empeno de 6,50% para 1,10%.

• O novo sistema de empilhamento de duas barras foi aplicado para outras bitolas de

barra chata (2” x 1/4”, 1 ¾” x ¼”, 2 x 5/16”), que também apresentaram ótimos

resultados de redução no índice de sucateamento.

• O sistema de cobertura superior e lateral foi aplicado às demais bitolas de barra chata

produzidas no aço SAE 5160 (86 bitolas), permitindo a redução do índice de

sucateamento por empeno de 72,6% passando de 2,56% para 0,70%.

59

7 - SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS

Visando a complementação deste trabalho, sugere-se o estudo da influência do novo

sistema de proteção nas bitolas de barra chata produzidas no aço SAE 5160 que são aplicadas

na produção de feixes de mola, cujos clientes demandam de um controle rigoroso das

seguintes características dos produtos:

• Tamanho de grão;

• Dureza;

• Empeno.

60

8 - REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS

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64

Apêndice A

Cálculo do diâmetro equivalente

Os diagramas de resfriamento contínuo dos aços contidos no Atlas (ATHINS, 1974)

foram elaborados para barra redonda, no entanto estes diagramas podem ser utilizados para

produtos de diferentes formas, como a barra retangular (barra chata).

O diâmetro equivalente consiste, portanto, na correlação das dimensões de uma barra

retangular a um diâmetro de barra redonda correspondente.

O processo para definição do diâmetro equivalente consiste, primeiramente, em

localizar os valores de largura e espessura da barra retangular em estudo na tabela A.1. Em

seguida traça-se uma horizontal a partir do valor da largura e uma reta vertical a partir da

espessura, no ponto de encontro destas retas faz-se a leitura do diâmetro da barra redonda que

corresponde ao diâmetro equivalente.

Para o caso da barra chata 1 5/8” x 5/16” (41,28mm x 7,94mm), o valor aproximado é

de 16mm, visto que a menor espessura é de 10mm, conforme apresentado na tabela A1.

Tabela A1 – Diâmetro equivalente

dissertacao vers o final para pdf 2.doc)‡Ão... · influência dos parâmetros de processo da...

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