universidade de sÃo paulo escola de engenharia … · 3.1.4 caixa de resfriamento antes do bloco...
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UNIVERSIDADE DE SÃO PAULO
ESCOLA DE ENGENHARIA DE LORENA
MANUEL VITOR DA CRUZ FERREIRA MACIEL
Influência dos parâmetros de processo na microestrutura e propriedades do aço SAE
1045 laminado
Lorena
2014
MANUEL VITOR DA CRUZ FERREIRA MACIEL
Influência dos parâmetros de processo na microestrutura e propriedades do aço SAE
1045 laminado
Trabalho de Graduação apresentado à
Escola de Engenharia de Lorena da
Universidade de São Paulo para obtenção
do título de Engenheiro de Materiais.
Orientador: Prof. Dr. José Benedito
Marcomini
Lorena
2014
AUTORIZO A REPRODUÇÃO E DIVULGAÇÃO TOTAL OU PARCIAL DESTE
TRABALHO, POR QUALQUER MEIO CONVENCIONAL OU ELETRÔNICO, PARA FINS
DE ESTUDO E PESQUISA, DESDE QUE CITADA A FONTE.
Ficha Catalográfica Elaborada pela Biblioteca Especializada em Engenharia de Materiais
USP/EEL
Maciel, Manuel Vitor da Cruz Ferreira
Influência dos parâmetros de processo na microestrutura e
propriedades do aço SAE 1045 laminado. / Manuel Vitor da Cruz
Ferreira Maciel ; orientador José Benedito Marcomini--Lorena,
2014.
xxf.:il.
Trabalho apresentado como requisito parcial para obtenção do
grau de Engenheiro de Materiais– Escola de Engenharia de Lorena -
Universidade de São Paulo.
1. Laminação 2. Ganho médio de grão 3. SAE 1045 I.
Título.
CDU 669.1
Dedico este trabalho aos meus familiares,
amigos e colegas de trabalho.
AGRADECIMENTOS
Aos meus pais Manuel da Cruz Ferreira Maciel e Zelia da Cruz Maciel; pelo esforço,
dedicação, investimento e compreensão, em todos os momentos desta e de outras caminhadas.
Ao meu orientador, Prof. Dr. José Benedito Marcomini, por sua dedicação, respeito,
paciência e principalmente pela vontade de ensinar.
A Gerdau Pindamonhangaba na figura do colega de trabalho, Rafael Stella Galdino,
pelo apoio e estrutura cedida ao longo desse trabalho.
A EEL/USP, na figura dos professores e funcionários pelo apoio, atenção, ensino e
infraestrutura cedida.
Agradeço aos verdadeiros amigos que me apoiaram durante toda a jornada da faculdade.
“O conhecimento torna a alma jovem e
diminui a amargura da velhice. Colhe, pois, a
sabedoria. Armazena suavidade para o
amanhã”.
Leonardo da Vinci
RESUMO
MACIEL, M. V. C. F. Influência dos parâmetros de processo na microestrutura e
propriedades do aço SAE 1045 laminado. 2014. 58f. Monografia (Trabalho de Graduação
em Engenharia de Materiais) – Escola de Engenharia de Lorena, Universidade de São Paulo,
Lorena, 2014.
Foi estudada a influência da utilização ou não, da caixa de resfriamento antes do bloco
de gaiolas verticais, no tamanho de grão e propriedades mecânicas, durante o processo de
laminação a quente de fio-máquina do aço SAE 1045. Realizou-se a laminação a quente de
tarugos do aço SAE 1045 para a produção de fio-máquina de bitola 21,76mm. Tal laminação
ocorreu em duas condições distintas. A primeira com a caixa de resfriamento "pré-box"
desligada, e a segunda com a caixa ligada e com fluxo de água constante. Foram retiradas
amostras das espiras produzidas e analisadas as propriedades mecânicas e o tamanho médio
de grão.
Foi observada uma diferença no tamanho médio de grão. As amostras retiradas das
barras laminadas com a caixa de resfriamento ligada apresentaram grãos menores que as
outras cujo processo de laminação ocorreu com a caixa desligada.
O limite de escoamento e limite de resistência à tração foram maiores nas peças que
passaram pela caixa de resfriamento ligada. Os resultados dos ensaios de dureza não
apresentaram diferenças significativas entre as amostras retiradas das barras oriundas do
processo com e sem a atuação da caixa de resfriamento.
Palavras-chave: Laminação. Tamanho médio de grão. SAE 1045.
ABSTRACT
MACIEL, M. V. C. F. Influence of process parameters on the microstructure and
properties of SAE 1045 steel rolled. 2014. 58p. Monograph (Undergraduate Work in
Materials Engineering) – Escola de Engenharia de Lorena, Universidade de São Paulo,
Lorena, 2014.
The influence of the use or not of the cooling box before the No-Twist Mill in grain size
and mechanical properties during hot rolling of wire rod SAE 1045 steel was studied. Was
performed hot rolling SAE 1045 billet steel to produce gauge wire rods 21.76 mm. Such
rolling occurred in two distinct conditions. The first with the "pre-box" off, and the second
cooling box with the box connected and constant water flow. Samples produced the loops
were removed, and analyzed the mechanical properties and the average grain size.
A difference in average grain size was observed. The samples of rolled coils with
cooling box connected showed lower than other grains whose lamination process occurred
with the box off.
The yield strength and tensile yield strength were higher in the pieces that have passed
through the cooling box connected. The results of the hardness tests showed no significant
differences between the samples derived from the process of the coils with and without the
operation of the cooling box.
Keywords: Rolling. Average grain size. SAE 1045.
LISTA DE FIGURAS
Figura 1. O diagrama de fases ferro-carbeto de ferro. .............. Erro! Indicador não definido.
Figura 2. Representação esquemática das microestruturas para uma liga ferro-carbono com
composição eutetóide (0,76%p C) acima e abaixo da temperatura eutetóide. ......................... 23
Figura 3. Fotomicrofragia de um aço eutetóide mostrando a microestrutura da perlita, que
consiste em camadas alternadas de ferrita α (a fase clara) e Fe3C (camadas finas, a maioria das
quais aparece escura). Ampliação de 500x ................................ Erro! Indicador não definido.
Figura 25. Comportamento da temperatura, em diferentes regiões do material, ao longo do
processo. Caixa de refrigeração antes do BGV inoperante.......................................................53
Figura 26. Comportamento da temperatura, em diferentes regiões do material, ao longo do
processo. Caixa de refrigeração antes do BGV operante..........................................................54
Figura 27. O movimento de uma discordância na medida que ela encontra um contorno de
grão, ilustrando como o contorno atua como uma barreira à continuação do escorregamento.
Os planos de escorregamento são descontínuos e mudam de direção ao atravessar o
contorno....................................................................................................................................55
LISTA DE TABELAS
Tabela 1. Composição química dos aços carbono ..................... Erro! Indicador não definido.
SUMÁRIO
1 INTRODUÇÃO ............................................................................................................................ 17
1.1 Objetivo ................................................................................................................................. 18 2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ...................................................................................................... 19
2.1 O aço ..................................................................................................................................... 19 2.2 SAE 1045 .............................................................................................................................. 20 2.3 O diagrama Ferro-Carbono ................................................................................................... 20 2.4 Desenvolvimento da micro-estrutura em ligas Ferro-Carbono ............................................. 22 2.5 Ligas Hipoeutetóides ............................................................................................................. 24 2.6 Perlita .................................................................................................................................... 26 2.7 Bainita ................................................................................................................................... 29 2.8 Diagrama de transformações por resfriamento contínuo....................................................... 31 2.9 Tamanho de Grão .................................................................................................................. 32 2.10 Microestrutura de Aços Fundidos ......................................................................................... 34 2.11 Laminação ............................................................................................................................. 34
3 MATERIAIS E MÉTODOS ......................................................................................................... 37 3.1 Equipamentos utilizados ....................................................................................................... 37 3.1.1 Forno de Reaquecimento ...................................................................................................... 37
3.1.2 Laminador Contínuo ..................................................................................................... 38 3.1.3 Laminador de três cilindros (Kocks) ............................................................................. 39 3.1.4 Caixa de resfriamento antes do Bloco de Gaiolas Verticais .......................................... 40 3.1.5 Bloco de Gaiolas Verticais (BGV) ................................................................................ 41 3.1.6 Guias de refrigeração entre gaiolas ............................................................................... 42 3.1.7 Formador de Espiras ...................................................................................................... 44 3.1.8 Stelmor .......................................................................................................................... 43 3.1.9 Coletor de bobinas ....................................................................................................... 445
3.2 Métodos ................................................................................................................................. 46 4 RESULTADOS E DISCUSSÃO .................................................................................................. 48
4.1 Resultados das análises sem caixa de resfriamento ............................................................... 48 4.2 Resultados das análises com caixa de resfriamento .............................................................. 50 4.3 Discussão ............................................................................................................................... 53
5 CONCLUSÃO .............................................................................................................................. 58 6 REFERÊNCIAS ............................................................................................................................ 59
17
1 INTRODUÇÃO
O processo de deformação plástica dos metais no qual o material passa entre cilindros
rotativos é conhecido como laminação. É o processo de transformação mecânica de metais
mais usado na prática porque apresenta uma alta produtividade e um controle dimensional do
produto acabado que pode ser bastante preciso. Na laminação, o material é submetido a
tensões compressivas altas, resultante pressão dos cilindros sobre o material, e a tensões
cisalhantes superficiais, resultantes da fricção entre os cilindros e o material. As forças de
fricção são também responsáveis pelo ato de puxar o material. (DIETER, 1981)
Um laminador consiste basicamente em cilindros laminadores, mancais, uma carcaça
chamada de gaiola ou cadeira para fixar essas partes, e um motor para fornecer potência aos
cilindros e controlar a velocidade de rotação. As forças envolvidas na laminação podem
facilmente atingir milhares de toneladas, portanto é necessária uma construção bastante rígida,
além de motores muito potentes para fornecer a potência requerida. Fica assim fácil
compreender porque numa moderna instalação de laminação gastam-se milhões de dólares de
investimento e consomem-se muitas horas de projetos uma vez que esses requisitos são
multiplicados para as sucessivas bancadas (ou cadeiras) de laminação contínua. (DIETER,
1981)
Durante a laminação, raramente passa-se o material somente uma vez entre os cilindros
de laminação, pois a redução de área almejada normalmente não pode ser conseguida em um
só passe. Assim, o equipamento de laminação deve ser capaz de submeter o material a uma
sequencia de passes. (CELTIN; HELMAN, 2012)
A crescente demanda por material de fabricação de baixo custo com melhor qualidade,
desempenho e propriedades mecânicas, sem dúvida, continuará ocorrendo. Para as
siderúrgicas, o resultado desta demanda tem sido a de eliminar grande parte dos custos de
produção pela redução dos tratamentos térmicos posteriores necessárias para melhorar a
microestrutura e propriedades das barras de aço e fios-máquina laminados a quente. Este
aumento de foco na garantia de qualidade fez com que as siderúrgicas passassem a
desenvolver processos controlados em linha. Estes processos incluem o tratamento
termomecânico (TMCP- Thermo-Mechanical Control Process) como os processos de
laminação controlada, que utilizam sistema de refrigeração melhorado. Os resultados são
produtos com carepa mínima, excelentes características de deformação e diminuição do
tempo de recozimento. (MORGAN WORCESTER)
18
1.1 Objetivo
O objetivo deste trabalho é analisar a influência da utilização ou não, da caixa de
resfriamento antes do bloco de gaiolas verticais, no tamanho de grão e propriedades
mecânicas, durante o processo de laminação a quente de fio-máquina do aço SAE 1045, de
bitola 21,76mm. O controle do tamanho de grão é essencial para minimizar ou eliminar
perdas no processo, devido ao descarte do material que não atendeu aos padrões de qualidade
pré-estabelecidos.
19
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 O aço
O aço é uma liga ferro-carbono, oriunda da redução direta ou fusão do minério de ferro
com o coque ou carvão vegetal, que pode conter de 0,008% até aproximadamente 2,11% de
carbono, além de certos elementos residuais, resultantes dos processos de fabricação
(CHIAVERINI, 1982).
Podem ser classificados por diversas formas, como por exemplo, a quantidade de
carbono, composição química, quanto à constituição microestrutural, quanto à aplicação, nível
de resistência, tratamentos térmicos, entre outros (CALLISTER, 2008).
São normalmente classificados de acordo com a concentração de carbono, como baixo-
carbono, médio-carbono e alto-carbono. Essas classes possuem subclasses de acordo com os
elementos de liga. Os aços ao carbono, comuns contém concentrações residuais de impurezas
e os aços-liga, elementos de liga que são adicionados intencionalmente. (CALLISTER, 2008).
A classificação mais comum é de acordo com a composição química e dentre os
sistemas de classificação química o SAE é o mais utilizado, e adota a notação ABXX, em que
AB se refere a elementos de liga adicionados intencionalmente, e XX ao percentual em peso
de carbono multiplicado por cem. (CHAVERINI,1982)
No aço carbono o teor de liga (elementos além do ferro e do carbono) estará sempre
abaixo dos 2%. Acima dos 2 até 5% de outros elementos já é considerado aço de baixa-liga,
acima de 8% é considerado de alta-liga. Sendo assim, os aços podem ser classificados como
(CALLISTER, 2008):
1) Aços carbono: ligas de ferro-carbono contendo geralmente entre 0,008% e 2,14%
de carbono, além de certos elementos residuais resultantes dos processos de fabricação.
Podem ser divididos em:
Baixo carbono: o teor de carbono é menor que 0,3%, são aços que possuem
grande ductilidade, bons para o trabalho mecânico e soldagem (construção de pontes,
edifícios, navios, caldeiras e peças de grandes dimensões em geral). Estes aços
convencionalmente não são temperáveis;
Médio carbono: o teor de carbono está entre 0,3 e 0,7%; são aços utilizados em
engrenagens, bielas, etc. São aços que, temperados e revenidos, atingem boa tenacidade e
resistência;
20
Alto carbono: o teor de carbono está entre 0,7 e 2,1%, são aços de elevada dureza
e resistência após tempera, e são comumente utilizados em molas, engrenagens, componentes
agrícolas sujeitos ao desgaste, pequenas ferramentas, etc.
2) Aços ligados: contém outros elementos de liga, além do carbono, e são divididos
em:
Baixa liga: o teor de elemento de liga menor que 5,0%;
Alta liga: o teor de elemento de liga maior que 8,0%.
2.2 SAE 1045
O aço SAE 1045 é classificado como aço de médio teor de carbono com 0,45% de
carbono em sua composição. Possui boas propriedades mecânicas, como boa usinabilidade
quando laminado a quente ou normalizado. Muito aplicado na construção mecânica, em peças
forjadas e usinadas para o setor de máquinas e automóveis, entre outros. (Burguer, G.R;
Domingos, T.G; José, D.R; Manske, G.A; Oliveira, R.D; Vieira, L, 2009)
Tabela 1. Composição química dos aços carbono. (em %), (GALLO, GIULLIANO, A. 2006)
2.3 O diagrama Ferro-Carbono
De todos os sistemas de ligas binárias, possivelmente o mais importante é o formado
pelo ferro e o carbono. (CALLISTER, 2008).
Uma parte do diagrama ferro-carbono está apresentada na Figura 1. O ferro puro ao ser
aquecido apresenta duas mudanças de estrutura cristalina antes de fundir. À temperatura
21
ambiente, a forma estável, chamada de ferrita, ou ferro α, possui uma estrutura cristalina
CCC. A 912°C (1674°F), a ferrita sofre uma transformação polimórfica para austenita, ou
ferro γ, que possui estrutura cristalina CFC. Essa austenita persiste até 1394°C (2541°F), em
cuja temperatura a austenita CFC reverte novamente a uma fase CCC, conhecida como ferrita
δ, e que finalmente funde a 1538°C (2800°F). Todas essas mudanças ficam evidentes ao
longo do eixo vertical à esquerda do diagrama de fases. (CALLISTER, 2008)
Figura 1. O diagrama de fases ferro-carbeto de ferro. [Adaptado de Binary Alloy Phase
Diagrams, 2nd edition, /vol 1, T. B. Massalski (Editor-in-Chief), 1990. Reimpresso sob
permissão da ASM International, Materials Park, OH.] (CALLISTER, 2008)
O eixo das composições se estende apenas até 6,70%p C; nessa concentração, se forma
o composto intermediário carboneto de ferro, ou cementita a (Fe3C), o qual é representado por
uma linha vertical no diagrama de fases. Dessa forma, o sistema ferro-carbono pode ser
dividido em duas partes: a porção rica em ferro, e uma outra para composição entre 6,70%p C
e 100%p C (grafita pura). (CALLISTER, 2008)
22
O carbono é uma impureza intersticial no ferro e forma uma solução sólida com a ferrita
α, com a ferrita δ e também com a austenita, como indicado pelos campos monofásicos α, δ e
γ na Figura 1. Na ferrita α, com estrutura CCC, somente pequenas concentrações de carbono
são solúveis; a solubilidade máxima é de 0,022%p a 727°C (1341°C). (CALLISTER, 2008)
A austenita, ou fase γ, quando ligada somente com o carbono, não é estável abaixo de
727°C (1341°F), como indicado na Figura 1. A solubilidade máxima do carbono na austenita,
2,14%p, ocorre a 1147°C (2097°F). (CALLISTER, 2008)
A cementita (Fe3C) se forma quando o limite de solubilidade do carbono na ferrita α é
excedido abaixo de 727 e 1147°C (1341 e 2097°F). Mecanicamente, a cementita é muito dura
e frágil. (CALLISTER 2008)
2.4 Desenvolvimento da micro-estrutura em ligas Ferro-Carbono
As mudanças de fases que ocorrem ao se passar da região γ para o campo de fases α +
Fe3C são relativamente complexas. Considerando o exemplo de uma liga com composição
eutetóide (0,76%p C) na medida em que ela é resfriada desde uma temperatura na região da
fase γ, a 800°C – ou seja, começando no ponto a da Figura 2 e se movendo para baixo ao
longo da linha vertical xx’. Inicialmente a liga é composta inteiramente pela fase austenita,
com uma composição de 0,76%p C e uma microestrutura correspondente, também indicada
pela Figura 2. Com o resfriamento da liga, não irão ocorrer mudanças até que a temperatura
eutetóide (727°C) seja atingida. Ao se cruzar essa temperatura com o ponto b, a austenita se
transforma de acordo com a equação 1. (CALLISTER, 2008)
γ(0,76%p C) →α(0,022%p C) + Fe3C(6,7%p C)
A microestrutura para esse aço eutetóide que é lentamente resfriado através da
temperatura eutetóide consiste em camadas alternadas ou lamelas das duas faces (α e Fe3C),
que se formam simultaneamente durante a transformação. Nesse caso, a espessura relativa de
uma camada em relação à outra é de aproximadamente 8 para 1. Essa microestrutura
representada esquematicamente na Figura 9,26, ponto b, é chamada de perlita. A figura 3 é
uma fotomicrografia de um aço eutetóide exibindo a perlita. A perlita existe como grãos
chamados, chamados frequentemente de “colônias”; dentro de cada colônia, as camadas estão
orientadas essencialmente na mesma direção, a qual varia de uma colônia para outra. As
camadas claras, mais grossas, são a fase ferrita, enquanto a fase cementita aparece como finas
lamelas, maioria das quais com coloração escura. Mecanicamente, a perlita apresenta
23
propriedades intermediárias entre a ferrita macia e dúctil, e a cementita dura e frágil.
(CALLISTER 2008)
Figura 2. Representação esquemática das microestruturas para uma liga ferro-carbono com
composição eutetóide (0,76%p C) acima e abaixo da temperatura eutetóide. (CALLISTER,
2008)
24
Figura 3. Fotomicrofragia de um aço eutetóide mostrando a microestrutura da perlita, que
consiste em camadas alternadas de ferrita α (a fase clara) e Fe3C (camadas finas, a maioria das
quais aparece escura). Ampliação de 500x. (CALLISTER, 2008)
2.5 Ligas Hipoeutetóides
Considerando a composição C0, à esquerda do eutetóide, entre 0,022 e 0,76%p C. O
resfriamento de uma liga dessa composição pode ser representado pelo movimento vertical,
para baixo, ao longo da linha yy’ na Figura 4. A aproximadamente 875°C, ponto c, a
microestrutura irá consistir inteiramente em grãos de fase γ, como está mostrado
esquematicamente na figura. Ao se resfriar até o ponto d, aproximadamente 775°C e que se
encontra dentro da região das fases α + γ, essas duas fases irão coexistir como mostra a
microestrutura esquemática. A maioria das pequenas partículas α irá se formar ao longo dos
contornos de grão originais de γ. (CALLISTER, 2008)
25
Figura 4. Representação esquemática das microestruturas para uma liga ferro-carbono com
composição hipoeutetóide C0 (contendo menos do que 0,76%p C) conforme ela é resfriada
desde a região da faase austenita até abaixo da temperatura eutetóide. (CALLISTER, 2008)
Enquanto se resfria uma liga através das regiões das fases α + γ, irá produzir uma maior
proporção da fase α e uma microestrutura semelhante àquela que também está mostrada: as
partículas de α terão crescido ainda mais. (CALLISTER, 2008)
Quando a temperatura é reduzida para uma temperatura imediatamente abaixo da
eutetóide, até o ponto f, toda a fase γ que estava presente na temperatura Te (e que possuía
composição eutetóide) se transformará em perlita. Ao se cruzar a temperatura eutetóide,
virtualmente não haverá qualquer mudança na fase α que existia no ponto e – normalmente
ela estará presente como uma fase matriz contínua ao redor das colônias isoladas de perlita.
(CALLISTER, 2008)
26
2.6 Perlita
Considerando novamente a reação eutetóide ferro-carbeto de ferro, equação 1, que é
fundamental para o desenvolvimento da microestrutura em ligas de aço. Com o resfriamento,
a autenita, que possui uma concentração de carbono intermediária, se transforma em uma fase
ferrita, que possui um teor de carbono muito mais baixo, e também em cementita, com uma
concentração de carbono muito mais baixa. A perlita é um produto microestrutural dessa
transformação. (CALLISTER, 2008)
A razão entre as espessuras das camadas de ferrita e de cementita na perlita é de
aproximadamente 8 para 1. Entretanto, a espessura absoluta da camada depende da
temperatura na qual a transformação isotérmica ocorre. Em temperaturas imediatamente
abaixo da eutetóide, são produzidas camadas relativamente grossas, tanto na fase ferrita α
quanto da fase Fe3C; essa microestrutura é chamada perlita grosseira. Nessas temperaturas, as
taxas de difusão são relativamente altas, tal que os átomos de carbono podem se difundir a
distâncias relativamente grandes, o que resulta na formação de lamelas grossas. Com a
diminuição da temperatura, a taxa de difusão do carbono diminui e as camadas se tornam
progressivamente mais finas. A estrutura com camadas finas que é produzida a cerca de
540°C é denominada perlita fina. A Figura 5 apresenta fotomicrografias da perlita grosseira e
da perlita fina para uma composição eutetóide. (CALLISTER, 2008)
27
Figura 5. Fotomicrografias de (a) perlita grosseira e (b) perlita fina. Ampliação de 3000x. (De
K. M. Ralls et al., An introdution to Materials Science and Engineering, p.361. Copyright ©
1976 por John Wiley & Sons, New York) (CALLISTER, 2008)
Com relação ao comportamento mecânico, a cementita é muito mais dura, porém muito
mais frágil que a ferrita. Dessa forma, o aumento da fração de Fe3C me uma liga de aço
enquanto outros elementos microestruturais são mantidos constantes irá resultar em um
material muito mais duro e resistente. Isso está demonstrado na Figura 6 (a), onde os limites
de resistência à tração e de escoamento, assim como os índices de dureza Brinell, estão
traçados em função da porcentagem em peso de carbono para aços compostos por perlita fina.
Todos os três parâmetros aumentam com o aumento da concentração de carbono. Uma vez
que a cementita é mais frágil, o aumento do seu teor irá resultar em uma diminuição tanto da
ductilidade quanto da tenacidade. Esses efeitos são mostrados na Figura 6 (b) para os mesmos
aços com perlita fina. (CALLISTER, 2008)
28
Figura 6. (a) Limite de escoamento, limite de resistência à tração e dureza Brinell em função
da concentração de carbono para aços-carbono que possuem microestruturas compostas por
perlita fina. (b) Ductilidade (%AL e %RA) e a energia de impacto Izod em função da
concentração de carbono para aços-carbono que possuem microestruturas compostas por
perlita fina. (CALLISTER, 2008)
O espaçamento interlamelar do microconstituinte (Perlita) também influencia o
comportamento mecânico do material (ASM Handbook, Vol.9-1992). A perlita fina (menor
espaçamento interlamelar) é mais dura e mais resistente que a perlita grosseira. Isso ocorre
devido a fenômenos interfaciais nas fronteiras entre as fases α-Fe3C. Em primeiro lugar,
existe um elevado grau de aderência entre as duas fases através da fronteira. Portanto a fase
cementita, que é resistente e rígida, restringe severamente a deformação da fase ferrita, mais
dúctil, nas regiões mais adjacentes à fronteira; dessa forma, pode ser dito que a cementita
reforça a ferrita. O grau desse reforço é substancialmente maior na perlita fina, devido à maior
área de fronteira por unidade de volume entre as fases do material. Adicionalmente, as
fronteiras entre fases servem como barreiras para o movimento das discordâncias, da mesma
maneira que os contornos de grão. Na perlita fina existem mais fronteiras através das quais
uma discordância deve passar durante o processo de deformação plástica. Dessa forma, o
maior aumento da resistência e a maior restrição ao movimento das discordâncias na perlita
fina são responsáveis por sua maior dureza e resistência. (CALLISTER, 2008)
29
A perlita grosseira é mais dúctil que a perlita fina. Esse comportamento resulta da maior
restrição à deformação plástica exibida pela perlita fina. (CALLISTER, 2008)
2.7 Bainita
A microestrutura da bainita consiste na fase ferrita e cementita, e, portanto, processos de
difusão estão envolvidos na sua formação. A bainita se forma como agulhas ou placas,
dependendo da temperatura da transformação. A transformação bainítica ocorre a
temperaturas abaixo daquelas nas quais a perlita se forma. (CALLISTER, 2008). A
morfologia da bainita varia com sua temperatura de formação. A bainita formada em alta
temperatura é chamada de bainita superior e a que é formada em baixa temperatura, de bainita
inferior. A bainita superior é formada por agulhas de ferrita e cementita alternadas e,
portanto, trata-se de uma estrutura frágil. A Bainita inferior é formada pela ferrita bainítica
com precipitação de carbonetos com inclinação de 60º (Figura 7). Este último caso é um
exemplo de difusão de curto alcance (GOLDENSTEIN, 2002).
Figura 7 – Morfologia da Bainita inferior. (GOLDENSTEIN, 2002)
Uma vez que os aços bainíticos apresentam estrutura mais fina, eles são, em geral, mais
resistentes e mais duros do que os aços perlíticos; entretanto, eles ainda assim exibem uma
30
combinação desejável de resistência e de ductilidade. A Figura 8 mostra a influência da
temperatura de transformação sobre o limite de resistência à tração e a dureza para uma liga
ferro-carbono com composição eutetóide; as faixas de temperatura nas quais a perlita e a
bainita se formam estão anotadas na parte superior da Figura 8. (CALLISTER, 2008)
Figura 8. A dureza Brinell e o limite de resistência à tração (à temperatura ambiente) em
função da temperatura de transformação isotérmica para uma liga ferro-carbono com
composição eutetóide, medidas ao longo das faixas de temperaturas em que se formam as
microestruturas bainítica e perlítica. (Adaptado do E. S. Daveport, “Isothermal
Transformation in Steels,” Trans. ASM, 27, 1939, p.847.Reimpresso sob permissão da ASM
International.)
31
2.8 Diagrama de transformações por resfriamento contínuo
Os diagramas de transformação isotérmica e por resfriamento contínuo são, em certo
sentido, diagramas de fases onde o parâmetro tempo é introduzido. Cada um é determinado
experimentalmente para uma liga com uma composição específica, onde as variáveis são a
temperatura e o tempo. Esses diagramas permitem a previsão da microestrutura após
decorrido um dado intervalo de tempo em tratamentos térmicos, sob temperaturas constantes e
com resfriamento contínuo, respectivamente. (CALLISTER, 2008).
Para o aço SAE 1045, as curvas TRC e TTT são as apresentadas nas figuras 9 e 10,
abaixo.
Figura 9. Curva TTT para o aço SAE1045.
32
Figura 10. Curva TRC para o aço SAE1045.
2.9 Tamanho de Grão
Quando o aço é aquecido acima da zona crítica , a ferrita e carboneto de ferro reagem
entre si para formar austenita, que é uma fase cristalina diferente tanto da ferrita, como da
cementita, da qual se originou. Como todo o metal em solução sólida, ela existe sob a forma
de grãos poliédricos. A reação de formação da austenita começa em números pontos, na
interface entre ferrita e carboneto. Cada pequena ilha de austenita cresce até atingir os grãos
vizinhos que também estão crescendo simultaneamente. (ARAUJO, 2005)
À medida que a temperatura vai subindo além da zona crítica, ocorre o crescimento dos
grãos, possivelmente pela interpenetração. O tamanho de grão austenítico final é, portanto,
função da temperatura (acima da crítica) a que for aquecido. Este crescimento, entretanto,
pode ser inibido pelos carbonetos, que se dissolvem lentamente ou por uma dispersão
apropriada de inclusões não-metálicas. (ARAUJO, 2005)
O trabalho a quente refina a granulação grosseira durante o forjamento ou laminação e o
tamanho de grão dos produtos trabalhados a quente é determinado, principalmente, pela
temperatura de acabamento, isto é, a temperatura à qual é efetuado o estágio final do processo
de deformação à temperatura elevada. (ARAUJO, 2005)
33
A granulação grosseira da perlita e da ferrita no aço à temperatura ambiente é
relacionada ao tamanho de grão da austenita antes de sua transformação, o qual exerce
profunda influencia sobre as propriedades do produto. (ARAUJO, 2005)
O tamanho de grão é determinado através de medições com o microscópio
metalográfico, conforme recomendado na Norma ABNT NBR-1555/89 (ASTM E112) e a
leitura do tamanho, conforme ABNT NBR-6000. (ARAUJO, 2005)
A Figura 11 mostra o tamanho de grão ASTM.
Figura 11. Tamanho de grão ASTM e escala de conversão do número de grão ASTM em
diâmetro médio equivalente. (SILVA, 1988)
34
A microestrutura do aço é determinada pela temperatura em que ocorre a transformação
da austenita durante o resfriamento. O comportamento da transformação da austenita no aço
comum é definido principalmente pelos teores de carbono e de manganês. (ARAUJO, 2005)
2.10 Microestrutura de Aços Fundidos
Normalmente é bastante grosseira, porque a austenita forma-se em alta temperatura e,
como o resfriamento através da zona crítica realiza-se lentamente enquanto o aço ainda está
no molde, a perlita formada também será grossa. Nos aços hipoeutetóides, a ferrita começa a
se precipitar durante o resfriamento, nos contornos de grão da austenita original. Neste caso é
chamada de ferrita pró-eutetóide (COLPAERT, 2006). Nos hipereutetóides, é a cementita que
primeiro se separa. Estas misturas de grãos grosseiros têm, como seria de se esperar,
propriedades irregulares de resistência e ductilidade, sendo necessário efetuar-se um
tratamento térmico para obter características adequadas (ARAUJO, 2005) ou algum processo
de conformação.
2.11 Laminação
O trabalho a quente pode levar a um refino da estrutura com melhorias das propriedades
mecânicas.
Efeitos do trabalho a quente:
1) Durante o aquecimento para laminar, ocorre sensível homogeneização.
2) Quebra da estrutura dendrítica durante a laminação ou forjamento.
3) Como ocorre a recristalização durante a conformação a quente, o tamanho de grão
austenítico é determinado pela temperatura em que forem realizados os últimos passes
(temperatura de acabamento).
4) A estrutura dos grãos e as inclusões são orientadas no sentido da laminação, de modo
que a ductilidade nesta direção é sensivelmente aumentada.
O crescimento do grão austenítico pode ser inibido pelos carbonetos não dissolvidos ou
por uma adequada distribuição de inclusões não-metálicas. Aços desse tipo são designados
aços de grão fino. Os aços de granulação grosseira aumentam consistente e uniformemente de
tamanho de grão à medida que a temperatura sobe, enquanto que nos de granulação fina, os
35
grãos crescem muito pouco ou quase nada, até que uma determinada temperatura seja atingida
quando, então, ocorre um engrossamento abrupto. Esta temperatura é conhecida como
temperatura de crescimento do grão. Deve-se notar que ambos os tipos de aço podem ser
tratados termicamente de modo a ser de grão fino ou grosso. (ARAUJO, 2005)
O método usual de produzir aços que permanecem de grão fino a 925°C envolve o uso
judicioso da desoxidação com alumínio e a inoculação com Nióbio. O agente causador, no
caso, parece ser uma dispersão submicroscópica de nitreto de alumínio ou, às vezes, de óxido
de alumínio. A temperatura de crescimento de grão varia conforme o aço, mas pode esperar
que aconteça perto de 980°C nos aços tratados com alumínio, 925°C para os tratados com
zircônio e 955°C para os tratados com vanádio. Aços laminados a temperaturas acima de
980°C, estão sujeitos a considerável recristalização e crescimento de grão durante o trabalho a
quente. A intensidade da deformação numa determinada temperatura também é importante.
(ARAUJO, 2005)
A Laminação é um tipo de conformação mecânica que pode ser a quente ou a frio e
consiste na passagem de uma peça entre dois cilindros que giram, de forma a reduzir a área de
uma seção transversal. (CETLIN; HELMAN, 2012)
Genericamente, o trabalho a quente é definido como a operação que é realizada em
temperaturas acima de metade da temperatura de fusão. A laminação a quente de aços se faz
tipicamente, em temperaturas entre 1000ºC e 1200ºC. Temperaturas mais baixas são
utilizadas para os processos de TMCP, como a laminação controlada. Cada passe do
laminador reduz o tamanho de grão, o qual cresce novamente, assim que a pressão é retirada.
O tamanho de grão final é determinado pela temperatura e pela quantidade de deformação do
último passe, uma vez que a velocidade de deformação é constante para este processo.
(ARAUJO, 2005)
A recristalização metadinâmica desempenha um papel importante nos processamento
termomecânico industrial dos aços, pois na maioria dos casos a deformação do estado
estacionário (“steady state”) não é atingida para as reduções usuais que o material é
submetido. Quando a deformação crítica εc é atingida, os núcleos formados dinamicamente
crescem livres de tensão aplicada. Por exemplo, na laminação de tiras a quente de aço, as
reduções atingidas em cada passe pode ultrapassar a deformação εc e não atingem a
deformação do estado estacionário. Os curtos tempos interpasse (geralmente entre 10 e 0,5 s)
podem impedir que o material amoleça completamente, acumulando deformação para o passe
seguinte. (PADILHA, 2005)
36
A laminação controlada por recristalização dinâmica é um processo que consiste
em introduzir a ocorrência da recristalização dinâmica (que normalmente seguirá como
metadinâmica) em um ou mais passes. A recristalização dinâmica causa intenso refino de grão
austenítico. Esse fato é muito interessante, pois permite que o laminador trabalhe com cargas
mais baixas e produz intenso refino de grão austenítico na maioria das condições industriais.
Isso refletirá num grão ferrítico muito fino após a transformação. (PADILHA, 2005)
37
3 MATERIAIS E MÉTODOS
3.1 Equipamentos utilizados
3.1.1 Forno de Reaquecimento
A principal função deste equipamento é aquecer os produtos semi-acabados, tarugos, até
que o material esteja suficientemente plástico para permitir a redução mecânica à secção
desejada. (ARAUJO, 2005)
Os fornos de reaquecimento são divididos em dois grupos principais: intermitentes e
contínuos. (ARAUJO, 2005)
Os intermitentes são aqueles que o material a ser aquecido é carregado e permanece
estacionário sobre a soleira até atingir a temperatura de laminação ou forjamento. Os
contínuos possuem, em geral, várias zonas e o material é carregado em uma extremidade,
sendo forçado através do forno pela ação de um empurrador Figura12. (ARAUJO, 2005)
Figura 12. Forno de empurrar de três zonas. (ARAUJO, 2005)
A primeira zona de um forno contínuo é a de preaquecimento, onde o material, entrando
a temperatura ambiente, é aquecido por convecção até aproximadamente 700°C pelos gases
queimados provenientes das zonas mais quentes. Na zona intermediária, a temperatura de
superfície do material chega, para o aço comum, a 1180°-1200°C. No final da zona de
“encharque”, a diferença de temperatura entre o núcleo e a superfície da peça e entre o ponto
mais quente e o mais frio da mesma, não deve ser muito superior a 20°C. Nestas duas últimas
zonas o aquecimento se da principalmente pela irradiação. (ARAUJO, 2005)
38
3.1.2 Laminador Contínuo
No Laminador Contínuo, Figura 13, um dos tipos mais comuns, várias cadeiras são
colocadas uma após a outra, numa linha reta, de modo que a peça a ser laminada avança
continuamente, sendo trabalhada sucessivamente em vários passes ao mesmo tempo, até que
saia da última cadeira, como produto acabado. (ARAUJO, 2005)
Figura 13. Trem contínuo de laminação. (CELTIN; HELMAN, 2012)
Um conjunto de cilindros, com seus mancais, suportes, montantes, etc., é chamado de
uma “cadeira” ou “gaiola” de laminação. (ARAUJO, 2005)
As gaiolas são, em geral, fechadas e de aço fundido. Para melhor utilizar a instalação, os
cilindros não são trocados sobre a linha de laminação, mas substitui-se a cadeira completa. O
ajuste dos cilindros durante a operação se faz mediante parafusos de pressão, movendo-se em
porcas de bronze. A Figura 14 mostra uma construção compacta para laminação de barras.
(ARAUJO, 2005)
39
Figura 14. Construção compacta de uma cadeira de laminador. (ARAUJO, 2005)
3.1.3 Laminador de três cilindros (Kocks)
Utilizando blocos de três cilindros dispostos a 120° estes laminadores são adequados
para laminação de fio-máquina em aços especiais.
O desenho dos passes cria uma condição de esforços que favorece a deformação no sentido
longitudinal, reduzindo o alargamento e tornando a compressão do centro da barra mais
uniforme. A laminação sem torção é assegurada colocando-se as cadeiras sucessivas a 180°
uma da outra. Todos os três rolos são acionados por meio de engrenagens cônicas. O bloco
calibrador utiliza apenas passes redondos. (ARAUJO, 2005)
As Figuras 15 e 16 mostram um Bloco Kocks e uma Gaiola Kocks, respectivamente.
40
Figura 15. Bloco Kocks. (http://www.kocks.de/en/supply-program/wire-rod-and-bar-mills/)
Figura 16. Modelo de gaiola do Bloco Kocks.
(http://www.beijingvaal.com/S_THESIS.asp?id=119)
3.1.4 Caixa de resfriamento antes do Bloco de Gaiolas Verticais
As caixas de resfriamento d’agua intermediárias e caixas d’água antes do Bloco de
Gaiolas Verticais (BGV) são utilizadas para o controle de temperatura do fio-máquina durante
a laminação. Esse recurso oferece várias vantagens que devem ser considerados para os
diversos aços, qualidades e aplicações do fio-máquina acabado. A temperatura do material
41
pode ser reduzida, antes dos passes finais de laminação, para níveis que são inalcançáveis
devido às limitações do forno de reaquecimento ou laminador contínuo. Menores
temperaturas durante os últimos estágios de laminação fornecem quatro benefícios
importantes. (MORGAN WORCESTER)
1) Melhor controle das dimensões finais do fio-máquina
2) Menor formação de carepa
3) Melhoria na microestrutura final do produto
4) Melhoria do controle mecânico devido ao aumento da rigidez do fio-máquina em
temperaturas mais baixas.
3.1.5 Bloco de Gaiolas Verticais (BGV)
Diferente das gaiolas do laminador contínuo, o bloco de gaiolas verticais não apresenta
um drive para cada gaiola, A tensão entre gaiolas depende, em primeiro lugar, de fatores
constantes como a forma do canal, diâmetro dos rolos, redução da seção transversal. Mas
também depende de fatores variáveis como temperatura da barra, distribuição do material no
canal, e tipo do material.
Projetado para laminação em temperatura controlada, permite a produção de grãos com
estrutura superior e boas faixas de tolerância. Seus rolos de carbeto de tungstênio garantem
alta qualidade superficial e longos tempos de vida para os rolos.
A Figura 17 mostra um bloco de gaiolas verticais.
42
Figura 17. Bloco de Gaiolas Verticais. (http://www.danieli.com/products/Long-Products-
Rolling-Mills/Wire-Rod-Mills/Wire-Rod-Mills)
3.1.6 Guias de refrigeração entre gaiolas
Guias de resfriamento de água são especialmente concebidos para regular a temperatura
no bloco de acabamento por pulverização de água para a barra entre os passes. Estas guias de
refrigeração têm a capacidade de controlar a temperatura do material durante a laminação no
BGV. Cada guia de refrigeração está equipada com uma válvula on-off para ser usado em
conjunto com uma válvula de modulação central para controlar a temperatura do fio-máquina.
Além disso, o arrefecimento entre gaiolas reduz a possibilidade de travamento do material
após o BGV, especialmente com fios de bitolas pequenas e altas taxas de laminação. O
resfriamento do fio-máquina aumenta sua força tornando mais fácil para passar o material
através das caixas de água para o pinch roll e formador de espiras. (MORGAN
WORCESTER)
43
3.1.7 Formador de Espiras
O formador de espiras transforma o material em espiras e então as deposita na esteira
que esta em contínuo movimento. (MORGAN WORCESTER)
O conjunto do cone de inclinação coloca o Formador virado para baixo, facilitando a
queda da espira na esteira transportadora. O Formador está equipado com defletores
ajustáveis, que são utilizados para ajudar a posicionar as espiras de maneira uniforme ao
longo da esteira. (MORGAN WORCESTER)
A Figura 18 mostra um formador de espiras.
Figura 18. Formador de Espiras. (http://www.metalpass.com/supply/wirerodmill.htm)
As temperaturas das espiras na esteira geralmente são maiores que a temperatura de
transformação para garantir um controle preciso da microestrutura pelo controle do fluxo de
ar dos ventiladores. (MORGAN WORCESTER)
44
3.1.8 Stelmor
A função do Stelmor é controlar uniformemente a taxa de arrefecimento para produzir a
microestrutura do produto final e correspondentes propriedades mecânicas exigidas pelo
cliente. Portanto, o transportador Stelmor deve ter a flexibilidade para controlar uma ampla
gama de taxas de resfriamento, mantendo as propriedades do fio-máquina uniforme.
(MORGAN WORCESTER)
Para resfriamento rápido, o Stelmor utiliza as primeiras várias zonas de transporte, que
são equipados com ventiladores, fornecendo ar forçado com finalidade de produzir aumento
de resistência nos produtos. Os ventiladores são ligados através de uma câmara de pressão no
lado inferior da plataforma. O ar é soprado através de bocais localizados na plataforma para
arrefecer as espiras de fio-máquina. A flexibilidade e a uniformidade das condições de
resfriamento rápido na esteira são aumentadas com o uso de ventiladores de velocidade
variável. Este sistema permite uma ampla gama de ajustes do sistema de transporte para
compensar alterações no tipo do aço, bitola, a velocidade de acabamento, a velocidade da
esteira, e empacotamento da espira. (MORGAN WORCESTER)
Além disso, a esteira pode ser equipada com plataformas isoladas, laterais e tampas que
retardam o resfriamento. Este recurso fornece uma taxa reduzida de resfriamento que pode ser
necessária para alguns tipos de aço. São exemplos, os aços de alta temperabilidade, que se
tornam frágeis quando extinto no ar, aços de baixo carbono para aplicações de fios finos e
aços de baixo/médio carbono, que exigem uma microestrutura do produto final que é
suficientemente macia para serem trefilados. Como nas laterais o recobrimento das lanças é
maior, mais volume de ar é direcionado para estas regiões. No final do transportador, as
espiras são depositadas num poço e compactadas para formar uma bobina. O resfriamento
controlado mediante o ajuste da água, da velocidade de transporte e do sopro forçado, permite
obter estruturas metalográficas e características de qualidade uniformes ao longo de toda a
barra. (MORGAN WORCESTER)
A Figura 19 mostra um Stelmor com as tampas abertas.
45
Figura 19. Stelmor com tampas abertas. (http://www.tuo-bang.cn/en/products/stelmor/)
3.1.9 Coletor de bobinas
No final da esteira de resfriamento controlado, as espiras caem em um tubo de correção
e, em seguida, em uma câmara de recolhimento de bobina. Quando as últimas espiras da peça
forem recolhidas, um separador de diafragma fecha automaticamente para separar a
extremidade da bobina recolhida de uma próxima bobina. A bobina seguinte é mantida
temporariamente na câmara enquanto é concluído o descarregamento de outra bobina.
(MORGAN WORCESTER)
A Figura 20 mostra um Diagrama esquemático do Sistema de Resfriamento Controlado.
46
Figura 20. Sistema de Resfriamento Controlado. (MORGAN WORCESTER)
3.2 Métodos
Foram selecionados tarugos de seção quadrada com aproximadamente 15 metros de
comprimento. Todos de mesmo material, SAE 1045, e de corridas que apresentaram
praticamente a mesma composição química.
Os tarugos foram enfornados e aquecidos até a temperatura média de 1100°C. O
aquecimento ocorreu um período médio de tempo 100 minutos, sendo que o tempo do
material na zona de pré-aquecimento foi de 40 minutos, na zona de aquecimento foi de 30
minutos e na zona de encharque foi de 30 minutos. Foi utilizada a curva de aquecimento
padrão para esse aço. Em ambos os casos o avanço da soleira do forno foi o mesmo. As
temperaturas em cada zona não apresentaram diferenças significantes e as temperaturas de
desenfornamento do material foram praticamente as mesmas. Não houve paradas imprevistas
e as quatro Ordens de Produção foram laminadas com o laminador em ritmo. O descarepador
trabalhou a uma mesma pressão d’água.
Ocorreram os despontes das “cabeças” das barras, região na qual ocorre o primeiro
contato da barra com o cilindro. Os despontes foram de comprimentos iguais e realizados em
todas as barras.
O laminador contínuo foi ajustado a uma mesma configuração, seguindo a calibração
determinada. O bloco Kocks também foi ajustado com o mesmo número de gaiolas e mesmas
taxas de redução e as velocidades de laminação foram constantes.
47
Os canais dos roletes e cilindros das gaiolas, roletes e rolos do bloco Kocks e os rolos
do Bloco de Gaiolas Verticais estavam com qualidade superficial e vida útil dentro do
especificado.
O controle de tração e a regulagem de altura dos laços estavam ajustados de acordo com
a ficha de processo para esta bitola.
A pressão dos Rolos impulsionadores foi constante em todas as peças.
O Stelmor manteve sua configuração em ambos os casos, com a mesma quantidade e
sequencia de tampas abertas e de tampas fechadas.
A velocidade de avanço foi constante ao longo de toda a esteira.
O fator de empacotamento das espiras foi o mesmo em todos os casos.
As amostras foram retiradas das bobinas e levadas ao laboratório metalúrgico, onde
foram cortadas com serra, e em seguida, com disco abrasivo. Sofreram embutimento a quente
em baquelite, seguido de um polimento superficial com a devida refrigeração.
Foi realizado o ataque químico com o NITAL como reagente (ácido nítrico e álcool) e
analisadas em microscópio óptico em ampliações de 100x.
Por fim, o limite de escoamento, limite de resistência e dureza, foram obtidos por ensaio
de tração e de dureza Brinell.
48
4 RESULTADOS E DISCUSSÃO
4.1 Resultados das análises sem caixa de resfriamento
Após a laminação, foram retiradas amostras de cada peça, que foram encaminhadas ao
Laboratório Metalúrgico para que fossem feitas as análises de tamanho médio de grão, limite
de resistência, limite de escoamento, e dureza Brinell.
As amostras das bobinas foram cortadas em amostras menores, embutidas, lixadas,
polidas e atacadas quimicamente com NITAL (ácido nítrico e álcool), com finalidade de
revelar a microestrutura do material.
Os valores para o tamanho médio de grão foi de 7 ASTM.
A figura 21 mostra uma micrografia obtida de uma das bobinas da Ordem de Produção
A (SAE 1045, 21,76mm, sem caixa de resfriamento).
Figura 21: Micrografia obtida por microscópio ótico para uma das bobinas da Ordem de
Produção A (SAE 1045, 21,76mm, sem caixa de resfriamento).
49
A Figura 22 mostra uma micrografia obtida de uma das bobinas da Ordem de Produção
B (SAE 1045, 21,76mm, sem caixa de resfriamento).
Figura 22: Micrografia obtida por microscópio ótico para uma das bobinas da Ordem de
Produção B (SAE 1045, 21,76mm, sem caixa de resfriamento).
Em ambos os casos a microestrutura é constituída de ferrita e perlita.
A Tabela 2 mostra as propriedades mecânicas obtidas para cada Ordem de Produção.
50
Ordem de Produção
Limite de Escoamento
Limite de Resistência
Dureza Microestrutura Tamanho médio de
grão
A (SAE 1045,
21,76mm, sem
caixa de
resfriamento).
368MPa 650MPa 184HB Ferrita e Perlita 7 ASTM
B (SAE 1045,
21,76mm, sem
caixa de
resfriamento).
375MPa 658MPa 197HB Ferrita e Perlita 7 ASTM
Tabela 2. Propriedades mecânicas referentes a cada Ordem de Produção.
4.2 Resultados das análises com caixa de resfriamento
Assim como nas peças laminadas sem a caixa de resfriamento, foram retiradas amostras
de cada peça, que foram encaminhadas ao Laboratório Metalúrgico para que fossem feitas
análises de tamanho médio de grão, limite de resistência, limite de escoamento, e dureza
Brinell.
As amostras tiveram sua superfície preparada e sofreram ataque com NITAL, a fim de
revelar a microestrutura do material.
Para as peças laminadas com caixa de resfriamento ligada, o tamanho médio de grão foi
de 8 ASTM.
A Figura 23 mostra uma micrografia obtida de uma das bobinas da Ordem de Produção
C (SAE 1045, 21,76mm, com caixa de resfriamento).
51
Figura 23: Micrografia obtida por microscópio ótico para uma das bobinas da Ordem de
Produção C (SAE 1045, 21,76mm, com caixa de resfriamento).
A Figura 24 mostra uma micrografia obtida de uma das bobinas da Ordem de Produção
D (SAE 1045, 21,76mm, com caixa de resfriamento).
52
Figura 24: Micrografia obtida por microscópio ótico para uma das bobinas da Ordem de
Produção D (SAE 1045, 21,76mm, com caixa de resfriamento).
O menor tamanho médio de grão obtido nas Ordens de Produção C e D se deve ao
resfriamento gerado pela caixa de refrigeração. Esse resfriamento ocasionou uma queda na
temperatura de aproximadamente 10% depois da caixa.
Como o crescimento de grão é um processo termicamente ativado, as maiores
temperaturas das Ordens A e B causaram uma granulação mais grosseira.
Em ambos os casos a microestrutura é constituída de ferrita e perlita.
A Tabela 3 mostra as propriedades mecânicas obtidas para cada Ordem de Produção.
53
Ordem de Produção
Limite de Escoamento
Limite de Resistência
Dureza Microestrutura Tamanho médio de
grão
C (SAE 1045,
21,76mm, com caixa
de resfriamento). 433MPa 695MPa 192HB Ferrita e Perlita 8 ASTM
D (SAE 1045,
21,76mm, com caixa
de resfriamento). 463MPa 693MPa 187HB Ferrita e Perlita 8 ASTM
Tabela 3. Propriedades mecânicas referentes a cada Ordem de Produção.
4.3 Discussão
O menor tamanho médio de grão obtido nas Ordens de Produção C e D se deve ao
resfriamento gerado pela caixa de refrigeração. Esse resfriamento ocasionou uma queda na
temperatura de aproximadamente 10% depois da caixa.
A Figura 25 e a Figura 26 mostram o comportamento, de maneira esquemática, da
temperatura ao longo do processo, com o caixa de resfriamento desligada e ligada,
respectivamente. O eixo x representa o layout do processo, iniciando na caixa de
resfriamento, Bloco de Gaiolas Verticais, caixas de resfriamento após o bloco e, finalmente,
formador de espiras.
A elevada temperatura ocasiona uma intensa vibração térmica, facilitando a difusão de
átomos e, consequentemente, a mobilidade e aniquilação de discordâncias. Logo após a
deformação, o encruamento e a estrutura distorcida dos grãos, são rapidamente eliminados
devido à formação de novos grãos livres de deformação. Esse fenômeno ocorre graças à
recristalização dinâmica.
54
Figura 25. Comportamento da temperatura, em diferentes regiões do material, ao longo
do processo. Caixa de refrigeração antes do BGV inoperante. (MORGAN WORCESTER)
55
Figura 26. Comportamento da temperatura, em diferentes regiões do material, ao longo
do processo. Caixa de refrigeração antes do BGV operante. (MORGAN WORCESTER)
Como o crescimento de grão é um processo termicamente ativado, as maiores
temperaturas das Ordens A e B causaram uma granulação mais grosseira.
A zona inicial de resfriamento de água retarda o crescimento de grãos, como um passo
preliminar para o desenvolvimento da microestrutura do produto final. Além disso, a
formação de carepa é limitada pelo arrefecimento rápido do fio-máquina através do intervalo
de temperatura crítica em que as formas indesejáveis de carepa ocorrem mais rapidamente.
Após o resfriamento inicial, a temperatura da superfície do fio equaliza com o núcleo.
(MORGAN WORCESTER)
A equalização da temperatura do fio é necessária para uniformizar o tamanho de grão
austenítico antes do resfriamento final para a temperatura de formação da espira. (MORGAN
WORCESTER)
56
Observamos que as Ordens de Produção que utilizaram a caixa de resfriamento antes do
Bloco de Gaiolas Verticais obtiveram propriedades mecânicas superiores em relação às
Ordens que não utilizaram a caixa.
Nota-se um aumento da resistência com a redução do tamanho de grão. (CALLISTER,
2008)
O tamanho dos grãos, ou diâmetro médio do grão, em um metal policristalino influencia
as propriedades mecânicas. Os grãos adjacentes possuem, em geral, orientações
cristalográficas diferentes e, obviamente, um contorno de grão comum, como está indicado na
Figura 27. Durante a deformação plástica, o escorregamento ou movimento das discordâncias
deve ocorrer através desse contorno comum – digamos, do grão A para o grão B na Figura 27.
O contorno de grão atua como uma barreira ao movimento das discordâncias por duas razões:
1) Uma vez que os dois grãos possuem orientações diferentes, uma discordância que
passa para o grão B terá que mudar a direção do seu movimento; isso se torna mais
difícil na medida em que aumenta a diferença na orientação cristalográfica.
2) A falta de ordenação atômica em uma região do contorno de grão irá resultar em
uma descontinuidade de planos de escorregamento de um grão para outro.
(CALLISTER, 2008)
Figura 27: O movimento de uma discordância na medida que ela encontra um contorno de
grão, ilustrando como o contorno atua como uma barreira à continuação do escorregamento.
Os planos de escorregamento são descontínuos e mudam de direção ao atravessar o contorno.
57
(De Van Vlack, A tectbook of Materials Technology,1st edition, © 1973, p. 53. Adaptado sob
permissão de Pearson Education, Inc., Upper Saddle River, NJ.) (CALLISTER, 2008)
58
5 CONCLUSÃO
A utilização da caixa de resfriamento antes do Bloco de Gaiolas Verticais proporcionou
um tamanho médio de grão menor para as Ordens de Produção C e D.
As Ordens A e B, que não utilizaram a caixa, apresentaram regiões de granulação
grosseira.
O maior resfriamento causado pela caixa ocasionou um ligeiro aumento do limite de
escoamento e limite de resistência.
A dureza não apresentou mudanças significativas de um caso para o outro.
59
REFERÊNCIAS
DIETER, G. E. Metalurgia Mecânica. 2. ed. Rio de Janeiro: Guanabara Dois, 1981. p. 518-
522.
ARAUJO, L. A. Manual de Siderurgia. 2. ed. São Paulo: Arte & Ciência, 2005. p. 23-279.
CHIAVERINI, V. Aços e Ferros Fundidos. 5. ed. São Paulo: Associação Brasileira de
Metais, 1982. p. 21-74.
CETLIN, P. R.; HELMAN, H. Fundamentos da Conformação Mecânica dos Metais. 2.
ed. São Paulo: Artliber, 2012. p. 193-260.
CALLISTER, Jr W. D. Ciência e Engenharia de Materiais : Uma Introdução. 7. ed. Rio
de Janeiro: LTC, 2008. p. 4-250.
PADILHA, A. F.; SICILIANO, F. Jr. Encruamento, recristalização, crescimento de grão
e textura. 3.ed, São Paulo: Associação Brasileira de Metalurgia e Materiais, 2005. p. 132-
161.