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UNIVERSIDADE TECNOLÓGICA FEDERAL DO PARANÁPR

UNIVERSIDADE TECNOLÓGICA FEDERAL DO PARANÁ

CAMPUS DE CURITIBA

DEPARTAMENTO DE PESQUISA E PÓS-GRADUAÇÃO

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA

E DE MATERIAIS - PPGEM

ADRIANO ROGÉRIO KANTOVISCKI

CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL

DE AÇOS DE ALTA RESISTÊNCIA E BAIXA LIGA

TRIP 800

CURITIBA

AGOSTO/2005


CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL DE

AÇOS DE ALTA RESISTÊNCIA E BAIXA LIGA

TRIP 800

Dissertação apresentada como requisito parcial à obtenção do título de Mestre em Engenharia, do Programa de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica e de Materiais, Área de Concentração em Engenharia de Materiais, do Departamento de Pesquisa e Pós-Graduação, do Campus de Curitiba, da UTFPR.

Orientador: Prof. Paulo César Borges, Doutor

CURITIBA

AGOSTO/2005

TERMO DE APROVAÇÃO


CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL DE

AÇOS DE ALTA RESISTÊNCIA E BAIXA LIGA

TRIP 800

Esta Dissertação foi julgada para a obtenção do título de mestre em engenharia, área de concentração em engenharia de materiais, e aprovada em sua forma final pelo Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica e de Materiais.

_________________________________

Prof. Silvio Luiz de Mello Junqueira, Ph.D Coordenador de Curso

Banca Examinadora

__________________________________ __________________________________

Prof. Paulo César Borges , Doutor Prof. Carlos M. G. da Silva Cruz, Doutor (UTFPR) (UTFPR)

__________________________________ __________________________________

Prof. Antonio Eduardo Martinelli, Ph.D. Prof. Carlos Henrique da Silva, Doutor (UFRN) (UTFPR)

Curitiba, 08 de agosto de 2005.

Anexos iii

Dedico ao futuro e ao sucesso do Brasil e também à minha família.

Anexos iv

AGRADECIMENTOS

Os meus sinceros agradecimentos à UTFPR pela possibilidade de

desenvolver o trabalho nas suas dependências e ao meu grande mestre, orientador

e sincero amigo, Prof. Dr. Eng. Paulo César Borges, pelos ensinamentos,

direcionamentos, discussões e comentários a respeito dos trabalhos realizados.

Gostaria de agradecer à minha esposa, Andréia Lara Lopatko Kantoviscki e à

minha filha Allana Lopatko Kantoviscki, pela paciência pelas muitas horas que deixei

de lhes dedicar a devida atenção para dedicar-me a este trabalho.

Aos meus pais, Plácido Rogério Kantoviscki e Edite Kantoviscki, pelos

ensinamentos constantes a respeito da garra e da vontade de crescer como ser

humano.

Ao meu irmão, Douglas Kantoviscki, o maior incentivador de minha vida

pessoal e profissional.

A CSN – Companhia Siderúrgica Nacional e aos seus técnicos do Centro de

Pesquisas pela ajuda na execução dos ensaios.

Ao Engenheiro Ricardo de Melo Brito pelo apoio, orientação e exemplo tanto

no campo pessoal como profissional.

Aos técnicos da área de Qualidade da GalvaSud S.A., em especial ao Sr.

João José de Moraes, que em nenhum momento mediram esforços para me ajudar

na execução dos ensaios e no transporte de amostras ao Centro de Pesquisas da

CSN.

A TKS – Thyssen Krupp Stahl – Alemanha e seus Engenheiros pela doação

das amostras e pela dicas e informações técnicas fornecidas.

A BOSCH – Unidade de Curitiba pela realização dos ensaios de Raio-X.

A CAPES/PROCAD pelo financiamento parcial deste trabalho.

E a todas as outras pessoas, amigos e professores que me incentivaram e

ajudaram na conclusão desta etapa.

Á Deus, força maior de minha vida.

Anexos v

“O teu espírito é o verdadeiro escudo” Morihei Ueshiba

Anexos vi

KANTOVISCKI, Adriano Rogério, Caracterização Mecânica e Microestrutural de

Aços de Alta Resistência e Baixa Liga TRIP 800, 2005, Dissertação (Mestrado em

Engenharia) - Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica e de Materiais,

Universidade Tecnológica Federal do Paraná, Curitiba, 2005.

RESUMO O principal material empregado na fabricação de carrocerias automobilísticas é o

aço aplicado na sua forma plana (chapas de aço). Em geral, quando é necessário o

aumento de segurança e de desempenho em praticamente qualquer parte de um

veículo sendo ele de qualquer natureza, utilizam-se aços especiais de alta

resistência. Atualmente a aplicação dos aços de alta resistência na indústria

automobilística está centrada nos aços DP (Dual Phase), nos aços TRIP

(Transformation Induced Plasticity) e nos aços CP (Complex Phase), sendo os aços

TRIP o objeto de estudo deste trabalho. A tecnologia para a produção destes

materiais tem sido incrementada a cada dia, com melhores técnicas de

processamento tais como: refinamentos microestruturais, laminação e recozimento

contínuo controlado, tratamentos a vácuo, entre outros. Como resultado, a qualidade

e a aplicabilidade destes novos materiais estão sendo incrementadas grandemente,

sendo que a aplicabilidade destes aços pode ser ampliada para várias partes dos

veículos com conseqüente diminuição de peso, sem mudanças significativas em

custos estruturais. O objetivo deste trabalho foi caracterizar mecanicamente o aço

de alta resistência TRIP 800, descrevendo suas mudanças microestruturais

decorrentes do processo de deformação por estiramento uniaxial através de análises

por microscopia óptica microscopia eletrônica de varredura e difração de raios-X.

Este estudo enfatizou o fenômeno envolvido na transformação martensítica que

ocorre no material com a aplicação de deformações visando melhor entendimento

dos mecanismos de endurecimento envolvidos neste fenômeno, relacionando suas

peculiaridades com a estabilidade da austenita residual e com a capacidade de

conformação do material. A caracterização mecânica foi realizada através de

ensaios de tração e a caracterização microestrutural foi realizada Microscopia

Óptica, Microscopia Eletrônica de Varredura e Difração de Raios-X.

Anexos vii

Os resultados obtidos de propriedades mecânicas e da caracterização

microestrutural via Raios-X estão de acordo com as literaturas consultadas. Os

resultados de caracterização microestrutural via Microscopia Óptica e Microscopia

Eletrônica de Varredura não foram considerados satisfatórios em termos da

confiabilidade dos resultados obtidos pela dificuldade na avaliação das

microestruturas e na obtenção de uma solução adequada de ataque para a

revelação das fases presentes. Neste trabalho, a difração de Raios-X se mostrou o

método mais adequado para a caracterização metalúrgica das fases presentes antes

e após a deformação aplicada no aço TRIP 800.

Palavras chave: aços de alta resistência, aço TRIP, caracterização mecânica

Anexos viii

ABSTRACT

The main material used in the manufacture of automotive vehicle bodies are the

plates of steel. In general, when it´s necessary an increasement of security and of

performance in practically any part of the vehicle, of any nature, it is used especial

steels of high resistance. Currently, the application of high resistance steel on the

automotive industries is centered on DP steels (Dual Phase), TRIP steels

(Transformation Induced Plasticity) and CP steels (Complex Phase), considering that

the TRIP steels are the objects of study in this assignment. The technology for the

production of these materials have been developed each day, with the bests

processing techniques, such as: microstructural refinements, lamination and

continuous and controlled annealing, vaccuum treatments, and so on. As a result, the

quality and applicability of these new materials are being greatly developed; and this

applicability can be amplified for several parts of the vehicles with a consequent

reduction of weight, without significant changes in structural costs. The objective of

this assignment was to mechanically characterize the high resistance steel TRIP 800,

describing your microstructural changes resulted from the process of deformation by

uniaxial strenght test, by optical microscopy analysis, scanning electron microscopy

and rays-X diffraction. The Rays-X diffraction was the method more efficcient to do

the methallurgycal characterization of the mycroestructural phases presents below

and after the elongation applied in the TRIP 800 Steel.

Key words: high resistance steels, TRIP steel, mechanical characterization

Anexos ix

SUMÁRIO

AGRADECIMENTOS................................................................................................ iv

RESUMO.................................................................................................................. vi

ABSTRACT............................................................................................................... viii LISTA DE FIGURAS................................................................................................. xi LISTA DE TABELAS................................................................................................. xiv LISTA DE SIMBOLOS, ABREVIATURAS E SIGLAS............................................... xv 1. INTRODUÇÃO...................................................................................................... 1 1.1 Premissas do Comportamento Mecânico dos Aços.................................... 1 1.2 Aços para a Indústria Automobilística ........................................................ 1 1.3 Aços TRIP – Introdução ............................................................................. 3 2. AÇOS TRIP .......................................................................................................... 5 2.1 Aspectos Metalúrgicos – Processamento ................................................... 5 2.2 A Influência dos Elementos de Liga no Processamento............................. 9 2.2.1 O Efeito do Carbono ....................................................................... 10 2.2.2 O Efeito do Manganês..................................................................... 10 2.2.3 O Efeito do Fósforo ......................................................................... 10 2.2.4 O Efeito do Silício ..…………………………………………………….. 11 2.2.5 O Efeito do Alumínio ....................................................................... 11 2.2.6 O Efeito do Nióbio............................................................................ 12 2.3 Aspectos Microestruturais ......................................................................... 12 2.4 Comportamento Mecânico........................................................................... 16 3. AVALIAÇÃO DE PROPRIEDADES MECÂNICAS DE CHAPAS DE AÇO........ 20

Anexos x

3.1 Ensaio de Tração......................................................................................... 20 4. METODOLOGIA EXPERIMENTAL.................................................................... 25 4.1 Composição Química ................................................................................. 25 4.2 Caracterização Mecânica............................................................................ 26 4.3 Caracterização Microestrutural ................................................................... 27 4.3.1 Microscopia Óptica........................................................................... 27 4.3.2 Difração de Raios-X......................................................................... 28 5. RESULTADOS E DISCUSSÕES...................................................................... 30 5.1 Composição Química.................................................................................. 30 5.2 Caracterização Mecânica ........................................................................... 31 5.2.1 Propriedades Intrínsecas e para Conformação – Fase 1................ 31 5.2.2 Repetibilidade de Resultados Gerados pela Instron – Fase 2......... 34 5.2.3 Ensaios para a Quantificação da Austenita Retida – Fase 3........... 35 5.3 Caracterização Microestrutural.................................................................... 37 5.3.1 Microscopia Óptica........................................................................... 37 5.3.2 Difração de Raios-X......................................................................... 42 6. CONCLUSÕES.................................................................................................. 51 7. TRABALHOS FUTUROS................................................................................... 53 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS.......................................................................... 55 ANEXO 1................................................................................................................... 62

Anexos xi

LISTA DE FIGURAS

Figura 1 - Fatores que influenciam o processo de fabricação de peças conformadas............................................................................................

2

Figura 2 - Perfil tempo x temperatura típico de um aço TRIP laminado a quente.... 5 Figura 3 - Esquema de resfriamento controlado para aços Dual Phase e TRIP

propostos por BLECK, 2002...................................................................

6 Figura 4 - Diagrama Geral de Processamento dos Aços Dual Phase e Aços TRIP

(Editado de BLECK, 2002)......................................................................

6 Figura 5 - Esquema de recozimento intercrítico aplicável a aços TRIP laminados

a frio proposto por BLECK , 2002............................................................

8 Figura 6 - Efeitos dos principais elementos de liga no processamento de Aços

TRIP.........................................................................................................

9 Figura 7 - Esquema que mostra a mudança de nucleação da martensita assistida

por tensão para induzida por deformação, dependendo da temperatura e da tensão..............................................................................................

14 Figura 8 - Representação esquemática da transformação martensítica em função

da aplicação de esforços triaxiais, durante um ensaio de tração............

15 Figura 9 - Relação entre alongamento total e limite de escoamento de várias

categorias de materiais de alta resistência amplamente utilizados na estrutura dos automóveis modernos, comprando com aços inoxidáveis de alta resistência....................................................................................

16 Figura 10 - Influência da taxa de resfriamento na fração de austenita retida e no

limite de resistência para um aço TRIP 700............................................

17 Figura 11 - Resistência à tensão, alongamento e fração de austenita versus

tempo de solubilização até 400 °C...........................................................

18 Figura 12 - Relação entre Tensão, porcentagem de alongamento e porcentagem

de austenita retida residual para um aço TRIP 800.................................

18 Figura 13 - Geometria do corpo de prova para ensaio de tração.............................. 20 Figura 14 - Curva tensão – deformação reais de um material que obedece a lei

de encruamento exponencial, (a) em escala normal e (b) em escala log-log......................................................................................................

21 Figura 15 - Definições de anisotropia normal e planar............................................. 24

Anexos xii

Figura 16 - Etapas de caracterização e avaliação do aço TRIP 800........................ 25 Figura 17 - Esquema demonstrativo da região do corpo de prova da qual foram

retiradas amostras para a avaliação microestrutural...............................

27 Figura 18 - Evolução do coeficiente de encruamento n em função da deformação

verdadeira................................................................................................

33 Figura 19 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 1 - 90° com o sentido de

laminação.................................................................................................


laminação.................................................................................................


laminação.................................................................................................


laminação.................................................................................................

35 Figura 23 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 6% - 90° com o sentido de

laminação.................................................................................................


laminação.................................................................................................


laminação.................................................................................................

36 Figura 26 - Microestrutura Aço TRIP 800 – 0% de estiramento............................... 37 Figura 27 - Microestrutura Aço TRIP 800 – 6% de estiramento.............................. 38 Figura 28 - Microestrutura Aço TRIP 800 – 12% de estiramento............................. 38 Figura 29 - Microestrutura Aço TRIP 800 – 18% de estiramento............................. 38 Figura 30 - Microestrutura esquemática – Aço TRIP 800......................................... 39 Figura 31 - Modelo de distribuição de Ferrita e Austenita....................................... 40 Figura 32 - Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 0% de

Estiramento..............................................................................................

41 Figura 33 - Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 6% de

Estiramento..............................................................................................

41 Figura 34 - Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 12% de

Estiramento..............................................................................................

42

Anexos xiii

Figura 35 - Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 18% de Estiramento..............................................................................................

42

Figura 36 - Difratograma típico de um aço multifásico TRIP 800............................. 43 Figura 37 - Região Espectral 2θ = 78.34° para amostra deformada em 0%

(Gama).....................................................................................................

44 Figura 38 - Região Espectral 2θ = 105.68° para amostra deformada em 0% (Alfa) 44 Figura 39 - Região Espectral 2θ = 127.33° para amostra deformada em 0%

(Gama).....................................................................................................

45 Figura 40 - Região Espectral 2θ = 78.44° para amostra deformada em 6%

(Gama).....................................................................................................

45 Figura 41 - Região Espectral 2θ = 105.78° para amostra deformada em 6% (Alfa) 46 Figura 42 - Região Espectral 2θ = 127.48° para amostra deformada em 6%

(Gama).....................................................................................................


(Gama).....................................................................................................


(Alfa)


(Gama) ....................................................................................................


(Gama).....................................................................................................


(Alfa)


(Gama).....................................................................................................

49 Figura 49 - Gráfico - Relação entre Tensão de Resistência x Deformação x

Austenita Retida.......................................................................................

49

Anexos xiv

LISTA DE TABELAS

Tabela 1 – Composições químicas típicas de vários tipos de aço TRIP................. 9 Tabela 2 – Propriedades mecânicas de vários tipos de Aço TRIP segundo a THYSSEN.................................................................................................................

19

Tabela 3: Soluções, concentrações e tempo de ataque para Aços TRIP................. 28 Tabela 4: Composição química do aço TRIP 800 avaliado...................................... 30 Tabela 5: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Ângulo 0° com relação ao sentido de laminação................................................................................................

32

Tabela 6: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Ângulo 45° com relação ao sentido de laminação...........................................................................................

32

Tabela 7: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Ângulo 90° com relação ao sentido de laminação...........................................................................................

32

Tabela 8: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 avaliado – Fase 1 - Valores Médios de Três Ensaios............................................................................................

32

Tabela 9: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 avaliado – Fase 2................. 34 Tabela 10: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Fase 3.............................. 35 Tabela 11: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 – 0% de deformação.. 44 Tabela 12: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 – 6% de deformação.. 45 Tabela 13: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 – 12% de deformação 46 Tabela 14: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 – 18% de deformação 48 Tabela 15: Valores de distância interplanar (d) e parâmetro de rede para a Martensita de acordo com seus teores de carbono..................................................

62

Tabela 16: Valores de distância interplanar (d) para a austenita.............................. 63

Anexos xv

LISTA DE SIMBOLOS, ABREVIATURAS E SIGLAS

ABNT – Associação Brasileira de Normas Técnicas

ARBL – Alta Resistência e Baixa Liga BH – Efeito / aço “bake hardening” CAL – Continuous annealing line CAPL – Continuous annealing and processing line CP – Aços “Complex Phase” d – Distância Interplanar JCPDS – Joint Commitee on Powder Diffraction Standards LE – Limite de Escoamento LR – Limite de Resistência % AL – Porcentagem de Alongamento Ms – Transformação martensítica n – Expoente de encruamento PM – “partial martensitic” r – Coeficiente de anisotropia TIBT – Temperatura de transformação isotérmica da bainita

Anexos xvi

tICA – Tempo de permanência na temperatura intercrítica

TICA – Temperatura Intercrítica

TMS – Aços martensíticos Thyssen

Tsol – Temperatura de solubilização

TRIP – Aços com efeito “transformation induced plasticity”

ULSAB - AVC – Ultra ligth steel auto body – Advanced vehicle concept

Anexos 18

Anexos 1

1.0 INTRODUÇÃO

1.1 PREMISSAS DO COMPORTAMENTO MECÂNICO DOS AÇOS

Já é classicamente conhecido em metalurgia que o aumento do Limite de

Resistência e do Limite de Escoamento fazem diminuir a porcentagem de

alongamento uniforme (ZACKAY, et al. 1967), sendo que o alongamento uniforme é

uma grandeza que possui grande importância nas aplicações de conformação, tais

como em componentes automotivos estampados. Sabe-se também que a taxa de

endurecimento ou encruamento produzida pelas interações das discordâncias é

inadequada para compensar o aumento de tensão na região de estricção sendo que

outros mecanismos já estão sendo discutidos com respeito a este tema na

comunidade científica especializada em metalurgia. Este encruamento ou

endurecimento gera por conseqüência um menor alongamento antes da região de

estricção e um alto expoente ou coeficiente de encruamento, n, quando se avaliam

corpos ensaiados em ensaios de tração. Uma maior interação das discordâncias

pode também ser produzida com a aplicação de uma deformação plástica com o

objetivo de aumentar a tensão de escoamento (PARISH, 2000).

Transformações de fase também podem ocorrer durante a deformação

plástica, tomando-se como exemplo a transformação de austenita em martensita

quando se aplicam deformações com valores suficientes para provocar este efeito

(austenita em aços austeníticos metaestáveis ou austenita retida em aços

multifásicos) aumentado assim o encruamento localizado. Este processo pode

também gerar ganhos no alongamento total e aumentos de ductibilidade e

conformabilidade, sem grandes diminuições de resistência mecânica, devido a

alterações volumétricas ocorridas como resultado destas transformações de fase.

(PARISH, 2000).

1.2 AÇOS PARA A INDÚSTRIA AUTOMOBILÍSTICA

Um dos paradigmas atuais da ciência dos materiais é a tentativa do aumento

de resistência mecânica do aço sem prejudicar a sua capacidade de deformação

nos processos de conformação mecânica. As chapas de aço utilizadas na indústria

Anexos 2

automobilísticas em geral requerem boa resistência mecânica e boa capacidade de

conformação (SCHEID et al , 2003).

Além das propriedades relacionadas dos materiais citadas acima, existem

outros fatores que influenciam no processo de fabricação e nas propriedades dos

materiais usados para a fabricação de carrocerias e que estão elucidados no

diagrama da Figura 1.

Os desenvolvimentos mais modernos das empresas siderúrgicas para a

obtenção de boas características metalúrgicas são a utilização rotineira dos

seguintes processos (HOUBAERT et al. 2000):

• Recozimento contínuo, tipo CAL (¨continuous annealing line¨): A tira endurecida

pela laminação a frio passa por um processo de recozimento contínuo através de

diferentes zonas de aquecimento e resfriamento, com velocidades que variam

entre 60 a 120 m/min.

Chapa de Aço

PROPRIEDADES INTERNAS

Ângulo de corte

Microestrutura

Folga de corte

Estabilidade

Controle

Tipo de aço

Folga Raios Superfície

Ajuste

Compensadores

Projeto

Seqüência de conformação

Encruamento

Anisotropia

Pureza

Microestrutura

Estiramento Embutimento

Flambagem

Rugosidade

Abrasividade Revestimento

Temperatura

FERRAMENTA

COMPONENTES GEOMÉTRICOS

Desenho de Raios

EQUIPAMENTOS MECÂNICOS

Envelhecimento

Lubrificação

SUPERFÍCIE DA CHAPA CONFORMAÇÃO

PLÁSTICA

RESISTÊNCIA

Retorno Elástico

ESPESSURA

Dobramento

Resistência ao Impacto

Atrito

Profundidade de Estampagem

FERRAMENTA DE CORTE

Profundidade de Dureza

Figura 1: Fatores que influenciam o processo de fabricação de peças conformadas. (KANTOVISCKI, 2001).

Anexos 3

• Recozimento contínuo, tipo CAPL (¨continuous annealing and processing line¨):

Neste caso se incluem outros processamentos além do recozimento, como por

exemplo, a decapagem e/ou laminação de encruamento (¨skin-pass¨ ou ¨temper-

rolling¨).

• Metalurgia em vácuo: Permite reduzir a quantidade de elementos intersticiais,

como o carbono e o nitrogênio e obter aços mais puros, reduzindo assim a

quantidade de inclusões e carbonetos formados.

A grande maioria das partes que compõem uma carroceria automotiva e que

colaboram no aumento da segurança e no alto desempenho são feitas de aços

especiais de alta resistência. A elaboração destes aços é complexa e necessita de

várias etapas, sendo que algumas destas etapas já foram citadas acima

(LAGNEBORG, 1992).

Nos anos 70, os aços microligados seguidos dos aços ligados com fósforo

marcaram o início destes novos desenvolvimentos (FLORES et al, 1998). Na década

de 80 surgem os aços Dual Phase (DP), "Bake-Hardenig Steels" (BH) e os aços IF

(Intersticial-Free – Livre de Intersticiais - Ultra Baixo Carbono) (HOUBAERT et al ,

1996). Nos anos 90 surgiram os aços que apresentam a transformação induzida por

deformação (TRIP), objeto deste estudo. Mais recentemente surgiram os aços com

ultra-alta resistência como os aços CP (Complex Phase) e os aços TMS (Thyssen

Martensitic Steels). (HOUBAERT, 1996).

1.3 AÇOS TRIP – INTRODUÇÃO

ZACKAY et al. (1967), criaram o termo “TRIP’ quando estavam trabalhando

com aços de alta liga austeníticos. Depois, os aços TRIP foram estudados mais

detalhadamente por MATSUMURA et al. (1987). Através do estudo de

processamento de vários aços, eles observaram que alta resistência e boa

conformabilidade podem ser obtidas com a transformação de austenita para

martensita quando esta transformação for induzida por uma deformação aplicada no

material.

Mais atualmente o termo “Aços TRIP” está sendo usado para designar os

aços multifásicos que contém uma pequena fração volumétrica de austenita retida

(entre 5% e 15% ,dependendo do histórico de processamento termomecânico e da

composição química do aço) em uma matriz ferrita-bainita. A austenita aumenta a

Anexos 4

ductilidade do material pela sua transformação para martensita após deformação

(BLECK, 2002)

Estes aços apresentam melhor relação entre resistência e ductilidade quando

comparados com os aços microligados de alta resistência, resultante da

microestrutura formada no final do processo de recozimento contínuo: uma matriz

ferrítica dúctil, uma fase bainítica dura e austenita retida residual. Esta austenita é

transformada em martensita quando uma deformação considerável é aplicada no

material (processo de conformação plástica, por exemplo). Este fenômeno induz a

um aumento de volume de martensita no material e aumento da ductilidade do

material na direção da tensão provocando o chamado “Efeito TRIP” (CORNETTE, et

al . 2001). Este tema será tratado com mais detalhes nas seções subseqüentes.

Estes aços são de grande interesse para a indústria automotiva pelo seu

potencial de combinação de alta resistência e boa conformabilidade aliados a um

preço competitivo. A alta resistência influencia diretamente nos resultados dos testes

de Crash e redução de peso da carroceria. Os estudos destes aços demonstram

também que ele apresenta boa conformabilidade e possui grande potencial de

aplicação em peças de conformação mais severas tais como as de estampagem

profunda (ROMANO et al, 2000).

Neste trabalho realizou-se um estudo a respeito das propriedades mecânicas

e dos mecanismos microestruturais de endurecimento do aço TRIP 800 fabricado

pela Thyssen Krupp - Alemanha. Este estudo enfatizou o fenômeno envolvido na

transformação martensítica que ocorre no material com a aplicação de deformações

visando melhor entendimento dos mecanismos de endurecimento envolvidos neste

fenômeno, relacionando suas peculiaridades com a estabilidade da austenita

residual e com a capacidade de conformação do material. A caracterização

mecânica foi realizada através de ensaios de tração. A caracterização

microestrutural foi realizada através de Microscopia Óptica, Microscopia Eletrônica

de Varredura e Difração de Raios-X.

Anexos 5

2.0 AÇOS TRIP

2.1 ASPECTOS METALÚRGICOS – PROCESSAMENTO

O desenvolvimento recente dos aços TRIP mostra que muitas das

propriedades mecânicas apresentadas por este material são dependentes em

primeira análise da estabilidade de algumas fases residuais presentes em sua

microestrutura. Os aços TRIP modernos são produzidos basicamente de duas

maneiras: laminados a quente e/ou laminados a frio e recozidos. A Figura 2 mostra

um diagrama que demonstra o perfil de tempo x temperatura típica de um aço TRIP

laminado a quente.

Primeiramente as placas são aquecidas e mantidas por tempo suficiente para

que ocorra a homogeneização numa temperatura de austenitização (Tγ), seguido de

decapagem e aplicação de deformações de laminação em temperaturas

decrescentes. Em seguida, o material é recozido numa temperatura intercrítica

(TICA) onde A1 <TICA <A3, durante um tempo denominado tICA, sendo A1 e A3 os

limites inferior e superior de temperatura intercrítica respectivamente. Depois realiza-

se um resfriamento rápido até uma temperatura para a transformação isotérmica da

Bainita denominada TIBT onde TIBT ~300-500°C sendo MS <TIBT << A1. Durante o

resfriamento rápido desde a temperatura intercrítica TICA para a temperatura de

Tempo

Tem

pera

tura

(°C

)

tICA tIBT

Laminação

TIBT

A1

TICA

A3

Tγ

Figura 2: Perfil tempo x temperatura típico de um aço TRIP laminado a quente (Editado de ENGL et al . 1998)

Anexos 6

transformação isotérmica da Bainita TIBT é esperado que uma certa porcentagem

da austenita se transforme em ferrita. O material é então bobinado quando se

aproxima da temperatura de transformação isotérmica da Bainita TIBT,

permanecendo num estado isotérmico ou quase isotérmico durante algum tempo. A

Figura 3 (BLECK, 2002) mostra um esquema de resfriamento proposto para a

produção de tiras a quente de aços TRIP, onde se compara com um esquema

estabelecido para a produção de aços Dual Phase.

A Figura 4 (BLECK, 2002) mostra um diagrama geral de processamento dos

aços Dual Phase e Aços TRIP.

Figura 3: Esquema de resfriamento controlado para aços Dual Phase e TRIP

propostos por BLECK, 2002.

Figura 4: Diagrama Geral de Processamento dos Aços Dual Phase e Aços TRIP (Editado de BLECK, 2002).

Anexos 7

Para os aços Dual Phase, a taxa de resfriamento deve ser baixa o suficiente

de modo a possibilitar que aproximadamente 85% da austenita se transforme em

ferrita, ocorrendo um enriquecimento de carbono da austenita remanescente. Ao

mesmo tempo, a taxa de resfriamento deve ser alta o suficiente para evitar a

formação de perlita e bainita e garantir a formação de martensita durante o

bobinamento a temperaturas baixas. Portanto, neste esquema é necessário inserir

um tratamento na faixa de temperaturas intercríticas de modo a se ter um controle

da cinética de formação máxima da ferrita.

Para aços TRIP de baixa liga é aplicada uma taxa de resfriamento ainda mais

baixa, uma vez que a formação da ferrita é atrasada devido ao efeito dos elementos

de liga e às concentrações mais altas de carbono. Da mesma forma que ocorre nos

aços Dual Phase, nos aços TRIP é necessário um controle da velocidade de

resfriamento na mesa de acabamento do laminador de tiras a quente de modo a

obter de 50 a 60% de ferrita pró-eutetóide. Entretanto, nos aços TRIP é necessário

que o bobinamento seja realizado na faixa de temperatura da formação de bainita

(ao redor de 400 a 500 °C), para se obter entre 25 a 40% de bainita entremeada de

5 a 15% de austenita retida (BLECK, 2002). A austenita retida é metaestável uma

vez que o enriquecimento de carbono da austenita remanescente das

transformações ferríticas (pró-eutetóide e bainítica) desloca a temperatura de início

de formação de martensita para temperaturas menores que a temperatura ambiente.

Quando se trata de laminação a frio é necessário que o estado de partida do

aço TRIP apresente alta ductilidade, em virtude da presença de uma microestrutura

constituída por ferrita e perlita. Essa microestrutura origina-se da aplicação de uma

temperatura de bobinamento muito alta, ao redor de 700 °C, segundo BLECK, 2002.

Após a laminação a frio, o material é então submetido a um tratamento

térmico (reaquecido no forno de recozimento/linha de zincagem contínua) até uma

temperatura intercrítica. Este tratamento intercrítico é composto por duas etapas,

sendo a primeira um recozimento intercrítico na faixa de temperaturas entre 780 e

880 °C, seguido de um resfriamento rápido até atingir a faixa de temperatura entre

350 e 500 °C, onde a maior parte da austenita é transformada em bainita, seguido

de um resfriamento ao ar.

A Figura 5 mostra um esquema do recozimento intercrítico aplicável a aços

TRIP laminados a frio (BLECK, 2002).

Anexos 8

A microestrurura após o recozimento intercrítico apresenta uma porcentagem

aproximadamente igual de ferrita e austenita, mas ao contrário da microestrutura dos

aços TRIP laminados à quente, parte da ferrita já estava na microestrura antes do

recozimento sendo que, outra parte se formou durante o resfriamento a partir da

temperatura intercrítica. De um modo geral, as frações volumétricas dos diferentes

produtos de transformação, obtidas através do recozimento intercrítico (após a

laminação à frio) são análogas às obtidas nos aços multifásicos laminados a quente.

O resfriamento é interrompido acima da temperatura de início de

transformação martensítica (Ms). Taxas muito baixas de resfriamento podem

diminuir a fração de austenita retida com conseqüente aumento das quantidades de

ferrita e perlita. Altas taxas não são favoráveis à transformação austenítica. Se o

nível de carbono remanescente na austenita é baixo, ocorre a formação de

martensita, gerando altos níveis de resistência à tração e baixa ductilidade.

Até 400°C, temperatura de início de solubilização, ocorreu pouca ou nenhuma

transformação bainítica, o teor de carbono na austenita é baixo e conseqüentemente

a transformação martensítica é alta, gerando martensita e alta resistência à tração

com baixa fração de austenita.

Figura 5: Esquema de recozimento intercrítico aplicável a aços TRIP laminados a frio proposto por BLECK (2002).

Anexos 9

Figura 6: Efeitos dos principais elementos de liga no processamento de aços TRIP (BLECK, 2002)

Ms

Si, Al, P, V, Nb

C, Mn, Cr, Mo

C, Mn, Nb

Al C, Mn, Si, Mo, Nb

2.2 A INFLUÊNCIA DOS ELEMENTOS DE LIGA NO PROCESSAMENTO

A figura 6 mostra um diagrama TTT simplificado (BLECK, 2002) onde estão

resumidos os efeitos principais dos elementos de liga no processamento dos aços

TRIP. O conhecimento das ações e interações destes elementos é fundamental para

a compreensão do desenvolvimento microestrutural e para o controle das

transformações de fase de austenita para ferrita com diferentes quantidades de

carbono. Segundo BLECK, 2002, este diagrama resume que para os aços TRIP a

supressão da precipitação de carbonetos durante a transformação bainítica (gerada

principalmente pelo teor de Silício e Alumínio) parece ser de fundamental

importância no processo de fabricação do referido material.

Os elementos de liga mais importantes para este aço são Mn, Si, P e Al.

A Tabela 1 mostra a composição química de vários tipos de aços TRIP em

porcentagem de massa (BLECK, 2002).

TIPO C Mn P Si Al Nb V

Mn-Si 0.20 1.50 ---- 1.50 ---- ---- ----

Mn-Al 0.20 1.50 ---- 0.10 1.80 ---- ----

Mn-P 0.15 2.00 0.03 ---- ---- ---- ----

Mn-Si-Al 0.30 1.50 ---- 0.30 1.20 ---- ----

Mn-Si-P 0.15 1.50 0.01 0.60 ---- ---- ----

Mn-Si-Nb 0.20 1.50 ---- 1.5 ---- 0.04 ----

Mn-Si-V 0.15 1.50 ---- 0.6 ---- ---- 0.06

Tempo

Tem

pera

tura

(°C

)

Austenitização Resfriamento Si, Al, P

Si, Al, P

Ferrita

Bainita

A

A

Tabela 1: Composição química de vários tipos de aços TRIP (BLECK, 2002).

Anexos 10

2.2.1 O EFEITO DO CARBONO

O carbono é o principal elemento de liga pelo qual todas as transformações

de fase são notavelmente afetadas e através do qual a microestrutura final e as

propriedades mecânicas são controladas. A concentração de carbono é um dos

fatores de que depende a estabilidade da austenita, o que torna possível a presença

de austenita retida na temperatura ambiente. Entretanto, outras exigências tais como

a soldabilidade, limitam o teor de carbono a valores em torno de 0.25%.

2.2.2 O EFEITO DO MANGANÊS

Primeiramente, o manganês é um elemento estabilizante da austenita.

Verifica-se em SVERDLIN et al, 1997 que para a adição de 1% em massa de Mn

ocorre uma redução de 50°C na temperatura Ms. Esta é a maior redução entre os

elementos substitucionais. Grandes adições de Manganês são usadas na fabricação

de vários aços TRIP e estão na ordem de 1,5 a 2,5% em massa (JAQUES et al,

1998). Devido à propensão do manganês em estabilizar a austenita, ele contribui

grandemente para a fração volumétrica de austenita retida.

O manganês também aumenta a solubilidade do carbono na austenita,

permitindo um enriquecimento adicional e diminuindo a reação perlítica, aumentando

as faixas de resfriamento. Níveis excessivos deste elemento podem promover a

precipitação de carbonetos na austenita. O manganês juntamente com o silício,

pode afetar a tensão superficial do aço prejudicando ou até impossibilitando o

processo de zincagem por imersão a quente (ZHAO, 1992).

2.2.3 O EFEITO DO FÓSFORO

Aumentando-se a quantidade de fósforo aumenta-se proporcionalmente a

quantidade de austenita retida, principalmente quando este está na presença de Si

ou Al (BLECK, 2002). Este comportamento é atribuído à ocorrência de diversos

fatores que atuam simultaneamente. Primeiramente, o fósforo e o silício inibem a

formação de carbetos, deixando mais carbono em solução para enriquecimento da

austenita. Outro fator a considerar é que o fósforo é um elemento que provoca maior

dureza no aço e maior resistência mecânica quanto está em solução sólida pelo

Anexos 11

aumento da contração interna da matriz. Esta contração pode aumentar a retenção

da austenita (CHEN et al, 1989).

2.2.4 O EFEITO DO SÍLÍCIO

O silício não é um elemento estabilizante da austenita. Na verdade ele eleva a

temperatura eutetóide ferrita-austenita e reduz significativamente a atividade do

carbono na ferrita (SMITH, 1993). Entretanto é usual se adicionar quantidades de

silício nos aços TRIP variando de 1,5 a 2,5% em massa com o objetivo de aumentar

a porcentagem de austenita retida (TSUKATANI et al, 1991).

A explicação para a contradição exposta acima (Si não estabiliza a austenita

mas, pode colaborar para aumento de sua quantidade) é a de que o silício diminui a

velocidade de precipitação de carbetos, especialmente da cementita, por ser um

elemento grafitizante. O silício tem baixa solubilidade na cementita, ou seja, aços

com alto teor de silício não criam condições adequadas para a formação de grandes

quantidades de cementita dificultando a conseqüente formação de perlita. Assim

uma maior quantidade de carbono permanece livre para enriquecer a austenita e

favorecer sua estabilização, diminuindo a temperatura de início de transformação

martensítica (DE MEYER et al, 1999)

2.2.5 O EFEITO DO ALUMÍNIO

O Alumínio tem um comportamento muito similar ao comportamento do silício,

ou seja, facilita a precipitação de carbetos. Alguns estudos mostram que o alumínio

sozinho ou sua combinação com o fósforo podem ser substituídos em todo, ou em

partes, pelo silício em aços TRIP devido ao seu baixo potencial de endurecimento

por solução sólida. (TRAINT, 2000). O Alumínio é, também, formador de ferrita, e

apesar de não ser solúvel na cementita, apresenta um efeito mais fraco na

supressão da formação de carbetos, quando comparado com o Silício. (VERLINDEN

et al, 2001). Como desvantagem do uso do alumínio, pode-se mencionar o aumento

acentuado da temperatura Ms.

2.2.6 O EFEITO DO NIÓBIO

Anexos 12

Sendo o nióbio um elemento fortemente formador de carbonetos, ele atua

como refinador de grãos. Durante as transformações da austenita em ferrita pró-

eutetóide e para ferrita bainítica, a taxa de nucleação desses microconstituintes é

muito aumentada, levando a um enriquecimento maior de carbono na austenita

remanescente nessas transformações, favorecendo a estabilidade da mesma. Isso

conduz a uma maior conformabilidade, devido ao aumento do efeito TRIP associado

à austenita remanescente.

A presença do nióbio em solução sólida pode favorecer o enriquecimento de

carbono da austenita, contribuindo assim na sua estabilidade (BLECK et al, 1998).

2.3 ASPECTOS MICROESTRUTURAIS

Um número muito grande de estudos está sendo desenvolvido objetivando-se

o endurecimento por deformação em aços multifásicos, como é o caso do aço TRIP

(PARISH, 2000). Para a explicação do mecanismo de endurecimento por

deformação que acontece nos aços multifásicos, alguns pesquisadores estão

aplicando a teoria do endurecimento por deformação proposta por Ashby em seus

trabalhos a respeito da deformação plástica de materiais não homogêneos (ASHBY,

1970). Os resultados obtidos são consistentes e a aplicação desta teoria para os

aços multifásicos ainda está em fase de desenvolvimento (PARISH, 2000).

Os estudos desenvolvidos atualmente apontam para a mesma direção, ou

seja, o aumento da fração volumétrica de uma segunda ou terceira fase (austenita

e/ou martensita) resulta em um aumento de resistência mecânica e também em um

aumento do endurecimento por deformação (encruamento).

O controle da transformação de austenita retida metaestável em martensita

durante a deformação elástica é um dos aspectos mais importantes para se definir o

comportamento mecânico dos aços multifásicos de baixa liga. Em geral, isso requer

que a deformação seja realizada acima da temperatura de início de transformação

martensítica, mas abaixo de uma temperatura que caracteriza a instabilidade

mecânica da fase austenítica.

Durante o resfriamento contínuo até a temperatura ambiente, a austenita

pode se transformar espontaneamente em martensita caso não esteja

suficientemente enriquecida com carbono, sem a necessidade de deformação.

Geralmente, os sítios preferenciais de nucleação são os defeitos do reticulado

Anexos 13

cristalino, tais como defeitos pontuais, lacunas, discordâncias, defeitos de

empilhamento, maclas, interfaces e pequenos precipitados.

A transformação de austenita para martensita influencia diretamente nos

mecanismos de arranjo das discordâncias, tanto com sua propagação como com o

arranjo espacial e deslizamento. Faz-se uma analogia ao fenômeno da maclagem

por que desta maneira se consegue compreender a maioria dos parâmetros que

exercem influência direta na propagação das discordâncias e que influenciam

diretamente a transformação martensítica (MOULIN, 2001).

Nestes sítios preferenciais citados acima existem certos arranjos atômicos

favoráveis para a nucleação da martensita, os quais poderiam ser transformados em

martensita estável, através de vibrações térmicas dos reticulados, ou mesmo por

tensões aplicadas (BHADESHIA, 2001). Os defeitos do reticulado que se encontram

perto dos contornos de grão tendem a migrar para estes lugares, diminuindo

conseqüentemente o número de sítios de nucleação próximos aos contornos. Além

disso, o crescimento das placas de martensita é impedido pelos contornos de grãos.

Isso mostra que materiais com grãos finos tendem a apresentar uma forte

estabilização da austenita (BHADESHIA, 2001).

A aplicação de tensões ou deformações produz um aumento na quantidade

de defeitos cristalinos na austenita, especialmente do número de discordâncias, o

que aumenta o número de sítios para o início da transformação martensítica. A

deformação plástica excessiva pode, entretanto, estabilizar mecanicamente a

austenita e suprimir a transformação, já que um aumento na densidade de

discordâncias pode provocar um aumento dos sítios potenciais de nucleação. Muita

deformação pode introduzir restrições ao crescimento dos núcleos, em decorrência

das tensões internas produzidas. Esse efeito de estabilização também pode ser

provocado pela deformação plástica devido à acomodação das tensões em torno de

uma placa de martensita formada, sem a aplicação de forças externas

(BHADESHIA, 2001).

Acima da temperatura de início de transformação martensítica (Ms), a

austenita pode se transformar em martensita sob deformação. De acordo com a

figura 7 (BLECK, 2002), as temperaturas Msσ e Md (sob aplicação de tensão ou

quando deformada) são normalmente utilizadas para descrever a estabilidade da

austenita, visto que elas definem a resistência que o material oferece à

transformação na presença de tensão ou deformação. A temperatura Msσ é aquela

Anexos 14

na qual a natureza da transformação da austenita retida em martensita muda da

assistida por tensão para induzida por deformação.

Entre Ms e Msσ (trecho AB), a nucleação é originada somente por esforços do

tipo elástico, e ocorre em muitos sítios onde poderia ser originada por resfriamento

(abaixo de Ms) tais como: subestruturas de deformação e configurações de

discordâncias.

Na temperatura Msσ a tensão necessária para iniciar a transformação

martensítica é igual ao limite de escoamento da austenita (ponto B). Acima desta

temperatura (trecho BC), a austenita é deformada e a nucleação da martensita é

induzida por deformação plástica, sendo que a tensão correspondente permanece

aproximadamente constante (início do trecho BC). Neste caso, a nucleação da

martensita depende da formação de novos sítios, os quais aparecem como produto

das interações entre as discordâncias. As intersecções das bandas de cisalhamento

na austenita metaestável têm se mostrado como sítios efetivos para a nucleação da

martensita induzida por deformação. As bandas de cisalhamento podem se

apresentar na forma de martensita ε’, maclas mecânicas, ou grupos densos de

defeitos de falhas de empilhamento. Quando se atinge uma temperatura Md, a

Figura 7: Esquema que mostra a mudança de nucleação da martensita assistida por tensão para induzida por deformação, dependendo da

temperatura e da tensão (BLECK, 2002).

Temperatura

Anexos 15

transformação de austenita em martensita é suprimida devido à estabilidade

mecânica da austenita nessa temperatura.

Em aços TRIP de baixa liga, a estabilidade da austenita também depende

consideravelmente da geometria e da orientação dos planos atômicos no reticulado

cristalino (BLECK, 2002). Uma vez que a transformação da austenita em martensita

é acompanhada por uma expansão de volume, a austenita será estabilizada pela

presença de uma pressão hidrostática no reticulado. Estima-se que o efeito da

tensão hidrostática diminua a temperatura Ms aproximadamente 10 °C por cada 100

MPa.

A transformação da martensita sob tensão pode ser explicada pelo esquema

da figura 8 (BLECK, 2002), que mostra uma porção do volume da martensita (α’)

que se forma na austenita (γ) circundada por grãos vizinhos de ferrita (α) e ferrita

bainítica (αb). A variação de volume associado à transformação martensítica dos

aços carbono é da ordem de 2 a 5%.

Quando há ausência de pressão hidroestática (P), a transformação da

austenita retida em martensita com uma tensão de tração aplicada (σ1) deve-se a

uma tensão de cisalhamento (τ) paralela ao plano de hábito (plano preferencial de

deformação) e a uma tensão normal (σ) perpendicular a este. Na ausência da tensão

de tração, a pressão hidroestática diminui a temperatura Ms devido à tensão de

cisalhamento ser igual a zero e a dilatação ser suprimida. Uma interação entre

tensão de tração e pressão hidroestática não muda a tensão de cisalhamento,

portanto, a austenita retida é sujeita a um estado de tensão com uma razão de

Figura 8: Representação esquemática da transformação martensítica em função da aplicação de esforços triaxiais, durante um ensaio de tração (BLECK, 2002).

Anexos 16

cisalhamento-dilatação mais alta que irá suprimir a transformação, mas promoverá o

deslocamento por deslizamento na austenita.

2.4 COMPORTAMENTO MECÂNICO

Apesar dos desafios inerentes ao controle dos parâmetros de processamento

para se atingir a microestrutura multifásica, os aços TRIP oferecem combinações de

resistência e ductilidade mais altas que os aços Dual Phase.

A figura 9 ilustra uma comparação entre as propriedades mecânicas de uma

variedade de famílias de aços de alta resistência, assim como de ligas típicas de

alumínio e magnésio, aplicadas nas estruturas dos automóveis, mostrando os

atributos favoráveis dos aços TRIP.

Os aços TRIP também apresentam uma notável taxa de encruamento

permitindo que estes materiais absorvam mais energia em testes de Impacto (Crash

Test) quando comparados com aços de Alta Resistência e Baixa Liga (ARBL)

convencionais.

Figura 9: Relação entre alongamento total e limite de escoamento de várias categorias de materiais de alta resistência amplamente utilizados na estrutura dos automóveis modernos,

comparando com aços inoxidáveis de alta resistência (ULSAC-AVC, 2001).

Anexos 17

Taxa de Resfriamento (°C/segundo)

Ten

são

(MPa

)

Aus

teni

ta R

etid

a (%

)

% Austenita

Tensão

Figura 10: Influência da taxa de resfriamento na fração de austenita retida e no limite de resistência para um aço TRIP 700 (CORNETTE et al, 2001)

Em particular a austenita retida desempenha um importante papel no

aumento da absorção de energia dos aços TRIP. A fração de austenita retida e sua

distribuição, em geral, também têm mais benefícios que a presença da martensita no

processo de conformação, já que o alongamento uniforme aumenta com a elevação

da fração de austenita na matriz.

A conformabilidade - quantificada como o produto da tensão de resistência e

alongamento total – aumenta rapidamente com o aumento da relação austenita/

martensita (aproximadamente 5%) e, em seguida, permanece constante para os

aços Dual Phase. Com aumentos além dos 5% citados acima, o Limite de

Resistência aumenta a o Alongamento Total diminui. (RIGSBEE et al, 1979).

Notadamente, a interpretação mais moderna dos aços TRIP informa que toda a

austenita residual se transforma em martensita já nos primeiros estágios de

deformação antes da região de estricção (PYCHMINTSEV et al, 2002).

O diagrama da figura 10 mostra a influência da taxa de resfriamento na fração

de austenita retida e no limite de resistência para um aço TRIP 700.

O diagrama da figura 11 demonstra uma relação entre resistência à tração,

alongamento, fração de austenita retida versus tempo solubilização.

Anexos 18

Estudos indicam também um efeito benéfico da presença da austenita nos

aços que originalmente não são projetados para contê-la. Verificou-se ainda que se

a relação entre limite de escoamento e limite de resistência for menor que 0,6, a

presença da austenita retida é muito benéfica para o comportamento mecânico do

aço (NAKAOKA et al, 1999).

A figura 12 mostra a relação entre o limite de resistência, porcentagem de

alongamento e porcentagem de austenita retida residual para um aço TRIP 800

(CORNETTE, 2001).

Deformação (%)

Lim

ite d

e R

esis

tênc

ia (M

Pa)

% A

uste

nita

Ret

ida

Austenita Retida %

Figura 12: Relação entre limite de resistência, porcentagem de alongamento e porcentagem de austenita retida residual para um aço TRIP 800 (CORNETTE, 2001).

Tempo de Solubilização (segundos)

Ten

são

(MPa

)

Aus

teni

ta R

etid

a ; A

long

amen

to (%

)

Alongamento

Austenita Retida

Tensão

Figura 11: Resistência à tensão, alongamento e fração de austenita versus tempo de solubilização até 400 °C (CORNETTE et al, 2001)

Anexos 19

A tabela 2 mostra as propriedades mecânicas de alguns tipos de aço TRIP

fabricados pela Thyssen (valores obtidos na direção de laminação, em uma base de

medida de amostras ISO de 20 x 80 mm).

Esta capacidade de encruamento e nível de resistência e alongamento

qualifica o aço TRIP 800 para aplicações em peças que quando solicitadas,

absorvem grande quantidade de energia (CORNETTE et al, 2001) e para se

aproveitar ao máximo as potencialidades deste aços, convém, na fase de concepção

das peças, levar em conta as características do metal após conformação e não as

do metal plano.

De maneira esquemática, a boa conformabilidade deste aço permite realizar

peças de segurança e de estrutura de geometrias simples ou complexas, se o

retorno elástico e as suas propriedades forem levadas em consideração desde a

concepção inicial do projeto.

Convém ressaltar a importância desta caracterização inicial já que para a

obtenção de um bom resultado final na estampagem de chapas originando uma

peça livre de falhas, é de fundamental importância o conhecimento de suas

propriedades mecânicas e de seus estados de deformação (CADA, 1996).

O grande endurecimento por deformação dos aços TRIP, juntamente com os

resultados promissores que este material tem apresentado, constituem especiais

interesses para a sua aplicação industrial, porém ainda existem muitas questões

científicas pendentes de resposta referentes aos reais fenômenos que regem o

comportamento deste material, como por exemplo, uma melhjor elucidação dos

fenômenos que realmente regem a transformação martensítica por deformação que

acontece neste aço.

Grau Lim. Escoamento LE (N/mm2)

Lim. de Resistência LR (N/mm2)

Alongamento (%) L0=80 mm

Espessura < 3 mm n

TRIP 600 – BQ 380/480 590/700 > 26 > 0.20 TRIP 700 – BQ 410/510 690/800 > 24 > 0.19 TRIP 800 – BQ 420/550 780/900 > 23 > 0.18 TRIP 800 – BF > 450 780/900 > 21 -

Tabela 2: Propriedades mecânicas de vários graus de aço TRIP (THYSSEN)

BF - Laminado à frio BQ - Laminado à quente Legenda:

Anexos 20

3.0 AVALIAÇÃO DE PROPRIEDADES MECÂNICAS DE CHAPAS DE

AÇO

Existem vários métodos de avaliação de propriedades mecânicas de chapas

de aço, sendo que o mais utilizado pela sua facilidade na obtenção de resposta é o

ensaio de tração (SCHAEFFER, 2001).

3.1 ENSAIO DE TRAÇÃO

O ensaio de tração pode ser classificado como um ensaio mecânico estático

de utilização universal. É usado tanto para determinar as propriedades mecânicas

essenciais ao projeto, como no controle de qualidade dos materiais quer quando

ainda na forma de matéria-prima, quer quando já na forma de produto acabado.

Este é um ensaio realizado conforme as normas DIN 10002 e NBR-6152, sem

atrito e de tração uniaxial realizado numa máquina universal de ensaios mecânicos,

onde o corpo de prova é fixo por garras e o movimento se dá na direção vertical. O

ensaio de tração é realizado com velocidade constante e consiste em submeter um

corpo de prova a uma carga de tração continuamente crescente até que se atinja a

fratura. Durante o ensaio registra-se simultaneamente a variação do comprimento de

referência através de extensômetros (por exemplo, do tipo indutivo ou resistivo)

aplicados diretamente sobre o corpo de prova, em função da carga instantânea de

tração (F) presente durante o ensaio. A Figura 13 mostra a geometria característica

de um corpo de prova para o ensaio de tração (L0 =80 mm) DIN 50125.

20 ± 1 mm

120 mm

30 mm

Figura 13: Geometria do corpo de prova para ensaio de Tração (DIN 50125)

Anexos 21

O levantamento do diagrama tensão convencional (σc) vs. deformação

relativa (ε) constitui o resultado do ensaio realizado (SHIGLEY et al, 1992).

A Figura 14 mostra a curva de um material que obedece a lei do encruamento

exponencial. Da sua análise pode-se observar a região de comportamento elástico,

região de escoamento das discordâncias, região de encruamento uniforme e região

de escoamento não uniforme. O ensaio convencional permite determinar através do

diagrama σ x ε algumas propriedades mecânicas do material, como: Módulo de

Elasticidade (E), Limite de Escoamento (LE) e Limite de Resistência (LR).

A tensão convencional ou nominal (σc) é obtida dividindo-se a carga

instantânea (F) pela área inicial da seção transversal (S0) do corpo de prova, ou

seja:

0SF

c =σ Equação 1

A deformação relativa é a extensão linear média que se obtém dividindo a

variação de comprimento da zona de referência, ∆l, pelo respectivo comprimento

inicial, l0.

0

0

0 l

ll

ll f −

=∆=ε Equação 2

Figura 14: Curva tensão – deformação reais de um material que obedece a lei de encruamento

exponencial, (a) em escala normal e (b) em escala log-log (DIETER, 1976)

Anexos 22

O parâmetro n (coeficiente de encruamento) pode ser calculado conforme

exposto na equação 3.

��

��

��

��

�=εσ

σε

dd

n . Equação 3

O módulo de elasticidade mede a rigidez do material em relação à tensão e a

deformação na zona elástica. O limite de escoamento marca a passagem do estado

elástico para o plástico, caracterizando o movimento das discordâncias do material.

O limite de resistência corresponde ao ponto de máxima carga atingida durante o

ensaio. O grau de encruamento é um dado que caracteriza o comportamento do

material, pois um material com alto valor de n, tem alto grau de conformabilidade,

isto é, suporta uma maior quantidade de deformação uniforme em tração do que

outro material com valor baixo de n.

Nos casos em que é necessária uma representação matemática do

comportamento mecânico do material é usada a curva de escoamento real do

material. Esta curva fornece valores da tensão de escoamento durante todo o

processo de escoamento considerando o encruamento do material. Uma forma geral

da representação matemática para a curva de escoamento verdadeira ou real é

descrita pela equação de Ludwik-Hollomon, mostrada a seguir. nK εσ .= Equação 4

Onde : σ = Tensão Verdadeira

ε = Deformação plástica verdadeira

K = Constante do material

n = Coeficiente de encruamento que varia de 0 a 1.

Uma maneira de calcular o valor da constante K de um dado material é aplicar

o logarítmico na equação 4, obtendo-se a seguinte equação:

εσ logloglog nK += Equação 5

A curva de escoamento verdadeira ou real pode ser calculada usando os

resultados do ensaio de tração convencional. A deformação verdadeira (ε) é dada

pela integração do comprimento inicial (l0) e instantâneo (l), conforme equação 6.

0

ln0

ll

dll

l

== �ε Equação 6

Anexos 23

O valor da tensão de escoamento (σ) é determinada em função da força

instantânea pela seção deformada instantânea ou verdadeira (S1). Portanto tem-se:

1SF=σ Equação 7

A seção verdadeira é calculada empregando a deformação relativa partindo

da equação 2, logo:

ε+=

10

1

SS Equação 8

O endurecimento por deformação é representado pelo expoente para o

endurecimento por encruamento ou coeficiente de encruamento, n, sendo que a

porção elástica da curva corresponde a n = 1 quando K=σ na equação 4.

(JIMENEZ et al, 1970).

O coeficiente de encruamento, n, é importante para se estimar a

conformabilidade do material, porque um valor alto de n significa maior resistência à

estricção: ao iniciar-se a formação de qualquer pescoço no espécime tracionado, ali

se concentra a deformação e o pescoço endurece mais rapidamente do que as

porções adjacentes, tendendo, portanto a transferir para estas a deformação.

Pode-se mostrar que, para um material que obedece a equação 4, o valor de

n é numericamente igual à deformação uniforme máxima εu, ou seja, a deformação

natural calculada para o início da estricção, representando portanto também uma

medida da ductilidade do material.

O valor do coeficiente de encruamento n é considerado de grande importância

pois ele quantifica a capacidade do material em distribuir a deformação

uniformemente, principalmente nos casos de aplicação em estampagem, sendo n a

inclinação da curva logarítmica de tensão versus deformação. Quanto mais

acentuada esta curva maior é o valor de n e mais uniforme é a distribuição das

deformações na presença de um gradiente de tensões. Materiais com n mais

elevados prestam-se melhor a operações de conformação que envolvam tração,

pois o aparecimento de estricção numa peça conformada pode levar à inutilização

da mesma.

O valor do coeficiente de anisotropia (r) pode ser determinado através da

seguinte equação:

Anexos 24

efetivaespesura

efetivauralr,

,arg

εε

= Equação 9

A partir da razão de deformação nas três direções principais são calculados

os valores da anisotropia média e planar, demonstradas nas equações 10 a 11 a

seguir respectivamente.

4

.290450 ooo rrr

rm

++= Equação 10

2

.290450 ooo rrr

r+−

=∆ Equação 11

Dois tipos de anisotropia podem ser distinguidas, a anisotropia planar e a

anisotropia normal, conforme mostra a Figura 15.

Na anisotropia planar, as propriedades do material diferem na direção com

relação ao plano da chapa. Na anisotropia normal, propriedades na direção de

espessura da chapa diferem das propriedades planares.

Como é mais fácil medir as variações de comprimento que as de espessura,

normalmente o valor de anisotropia se calcula a partir das medidas de largura e

comprimento, considerando que o volume se mantém constante antes e depois da

deformação plástica.

Direção de Laminação

Anisotropia Planar

Anisotropia normal

r45

r90

r0

Figura 15: Definições de anisotropia normal e planar (SAAB TUNNPLAT)

Anexos 25

4.0 METODOLOGIA EXPERIMENTAL

Para a realização do trabalho foram utilizadas amostras de chapas de aço

TRIP 800 laminadas a frio e recozidas com espessura de 1,4 mm. Estas amostras

foram fornecidas pela Thyssen Krupp Stahl – Alemanha. Informações detalhadas a

respeito das variáveis de controle de processo para a fabricação do referido material

não foram fornecidos pelo fabricante.

A Figura 16 mostra um fluxograma que resume as etapas de caracterização e

avaliação que foram realizadas no aço TRIP 800 estudado.

4.1 COMPOSIÇÃO QUÍMICA

A composição química do aço estudado foi determinada via espectrômetro de

emissão óptica sendo que foram realizados três ensaios para validar os resultados

obtidos.

AÇO TRIP 800 PROPRIEDADES

MECÂNICAS

ESTUDO DA TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA INDUZIDA POR % DE ESTIRAMENTO UNIFORME RELACIONANDO A % DE ESTIRAMENTO

UNIFORME COM A PORCENTAGEM DE AUSTENITA RETIDA E A TRANFORMAÇÃO DE γ � α’

ANÁLISE MICROESTRUTURAL � MICROSCOPIA ÓPTICA � MEV – MICROSCOPIA ELETRÕNICA DE VARREDURA � RAIO-X

ENSAIOS DE TRAÇÃO COM CRESCENTES VALORES DE % DE ESTIRAMENTO AVALIANDO A REPETIBILIDADE E PREPARANDO O

MATERIAL PARA A PRÓXIMA ETAPA

Figura 16: Etapas de caracterização e avaliação do aço TRIP 800

Anexos 26

4.2 CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA

Os ensaios de tração realizados visaram determinar as características

mecânicas de resistência à tração do aço TRIP analisado. As amostras para todos

os ensaios foram retiradas da região considerada útil do material laminado, ou seja,

distantes 300 mm da borda da tira.

Os corpos de prova de tração (base 80 mm), preparados conforme figura 13

deste trabalho, possuíam na zona de medição 80 mm como comprimento inicial (l0).

Estes corpos de prova foram confeccionados por uma prensa mecânica Georg

através de uma matriz de corte com o formato do corpo de prova. Após serem

prensados, realizou-se um lixamento nas bordas dos corpos de prova objetivando-se

eliminar pequenas trincas e imperfeições que pudessem influenciar nos resultados.

O equipamento utilizado para medir a variação de deformação do

comprimento na zona de medição foi um clip gauge (extensômetro) da marca Instron

modelo 2630-100. Os ensaios foram conduzidos com velocidade constante de três

mm/min até o limite de escoamento, e após este limite, utilizou-se a velocidade de

dez mm/min até o rompimento.

Primeiramente, foram realizados ensaios para a caracterização mecânica do

material, sendo que foram ensaiados nove corpos de prova de tração, cada três

deles retirados em direções diferentes em relação ao sentido de laminação, ou seja,

0°, 45° e 90°, ou seja, foram retirados e ensaiados três corpos de prova para cada

direção.

Numa segunda etapa foram ensaiados quatro corpos de prova retirados à 90°

do sentido de laminação com o objetivo de avaliar a repetibilidade de

comportamento mecânico do material (repetibilidade de valores de ensaio) e definir

a deformação uniforme, selecionando as porcentagens de estiramento a serem

utilizadas no estudo da evolução microestrutural com o aumento da porcentagem de

estiramento, definida na terceira e próxima etapa.

Numa terceira etapa foram executados ensaios de tração com porcentagens

crescentes de estiramento. Os carregamentos estáticos e os alongamentos

desejados foram programados previamente na máquina de tração. Esta etapa teve

como objetivo a avaliação da estabilidade microestrutural frente a porcentagens de

estiramento crescentes, determinando-se desta maneira a relação entre a

porcentagem de estiramento e a composição das fases presentes no aço estudado.

Anexos 27

Todos os ensaios para a avaliação das propriedades mecânicas e estudo da

evolução microestrutural com a porcentagem de estiramento foram realizados em

uma máquina servohidráulica INSTRON 5582 com célula de carga de 10000 Kgf

(sem fundo de escala devido ao fato da máquina ser automática) e foram realizados

a uma temperatura constante de 22 °C.

4.3 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL

O aço estudado foi caracterizado quanto à sua microestrutura usando

microscopia óptica (MO), Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) e Difração de

Raios-X.

O esquema mostrado na figura 17 demonstra de uma maneira simples a

região do corpo de prova da qual foram tiradas amostras para a avaliação

microestrutural.

4.3.1 MICROSCOPIA ÓPTICA

A preparação das amostras seguiu procedimentos metalográficos

convencionais, isto é, lixamento em seqüência de lixas até 2400 mesh e polimento

em pasta de diamante na seqüência 6, 3, 1 e ¼ µm. O ataque metalográfico mais

adequado para a revelação das fases foi estudado por TOURRUCÔO (1999), que

realizou vários testes em termos de tipos de soluções, seqüência e tempo de

aplicação. Segundo a literatura citada, a solução mais eficaz para revelar as fases é

à base de ácido nítrico ou dissulfito de potássio. A tabela 3 mostra as concentrações

e tempos de ataque propostas por TOURRUCÔO.

Região de retirada de amostras para a caracterização microestrutural

Figura 17: Esquema demonstrativo da região do corpo de prova da qual foram retiradas amostras para a avaliação microestrutural

Anexos 28

Tabela 3: Soluções, concentrações e tempo de ataque para Aços TRIP

Solução Concentração Tempo

Nital 2% em álcool 2 segundos

Dissulfito de potássio 10% em água 45 segundos

Vários outros procedimentos têm sido citados em literatura para revelar a

microestrutura de vários aços e muitas destas técnicas estão resumidas em

VANDER VOORT (1984). Na avaliação realizada neste trabalho utilizou-se para

ataque o nital 2%, já que as tentativas na utilização do reagente dissulfito de

potássio, citado por TOURRUCÔO (1999), não foram eficazes e não conseguiu-se

um bom resultado e nem uma repetibilidade dos resultados citados.

4.3.2 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X

As amostras para a difração de Raios-X foram preparadas por lixamento e

polimento convencional já que o material utilizado possuía uma camada de zinco

superficial. A geração dos espectros de difração das amostras de aço TRIP foi

realizada por um difratômetro da marca Siemens usando radiação de Cu-Kα da

BOSCH - Unidade de Curitiba.

Os parâmetros utilizados no equipamento foram os seguintes:

a) Método de Bragg – Brentano

b) Varredura de 20 a 140°

c) Passo: tempo 1 segundo;

d) Anodo: Cu

e) Voltagem: 30 kVolts

f) Corrente: 40 mA

g) Fendas: 1mm, 1mm e 0.2 mm

h) Filtro: Potássio

Os espectros característicos obtidos pelo difratômetro de Raios-X para cada

uma das amostras foram comparados com difratogramas existents no trabalho de

PARISH (2001) e os valores de 2θ característicos para a austenita retida foram

comparados com o banco de dados do equipamento que é alimentado pelos

padrões de difração da JCPDS (Joint Commitee on Powder Diffraction Standarts).

Anexos 29

Os valores de 2θ característicos obtidos foram, também, comparados com os

valores existentes nos trabalhos de PARISH (2001) e TOURRUCÔO (1999).

Anexos 30

5.0 RESULTADOS E DISCUSSÕES

5.1 COMPOSIÇÃO QUÍMICA

A composição química do aço estudado foi determinada via espectrômetro de

emissão óptica e a média obtida após a realização de três ensaios para a validação

dos resultados está demonstrada na tabela 4 (valores em % de massa).

C Mn P

(máx.) Si Al Nb V

Material

Avaliado 0.205 0.98 0.017 0.87 0.040 <0.001 ----

Quando se comparam os resultados de composição química obtidos e

apresentados na tabela 4 com os resultados citados na tabela 1 (BLECK, 2002)

percebe-se que a composição química obtida está mais próxima da composição

química do aço TRIP Mn-Si-P, já que o manganês e o silício são os elementos mais

significativos em quantidade. O fósforo se apresentou dento da composição

aproximada para o referido tipo de aço TRIP e o teor de alumínio não se apresentou

em quantidades significativas para ser considerado na classificação.

O manganês e o silício possuem um papel muito importante no controle da

cinética das transformações de fase e em particular na estabilidade da austenita e

no aumento de sua quantidade, conforme já citado na seção 2.2 deste trabalho.

Percebe-se que quando se comparam as tabelas 1 e 4, a quantidade de manganês

está abaixo dos valores considerados ideais para todos os tipos de aço TRIP, o que

pode ser prejudicial no controle da cinética das transformações de fase durante a

fase de produção do referido material e também pode ser prejudicial na estabilidade

da austenita retida e no aumento de sua quantidade, ou seja, a quantidade de

austenita retida pode se apresentar inferior ao relatado em literatura. O silício está

com uma porcentagem um pouco maior do que o considerado ideal para o referido

tipo de aço TRIP. A adição em excesso deste elemento pode ter sido intencional,

objetivando uma compensação da menor quantidade de Manganês adicionado, já

que os dois elementos provocam praticamente o mesmo efeito metalúrgico, ou seja,

o aumento da resistência do material através do endurecimento por solução sólida.

Tabela 4: Composição química do aço TRIP 800 avaliado

Anexos 31

Convém citar que o Manganês é muito mais efetivo na estabilização da austenita

retida do que o Silício porém, níveis excessivos deste elemento podem promover a

precipitação de carbonetos na austenita. O manganês juntamente com o silício pode

afetar a tensão superficial do aço prejudicando ou até impossibilitando o processo de

zincagem por imersão a quente por dificultar a formação da camada superficial.

O fósforo é usado quando a adição de alumínio e silício tem que ser limitada.

No caso da composição química obtida, o fósforo se apresentou com uma

porcentagem um pouco maior (0,017%). A quantidade obtida, segundo BLECK

(2002), já é suficiente para retardar a cinética de precipitação de carbonetos e

conferir um aumento de resistência mecânica. Este aumento de resistência

mecânica ocorre por que o fósforo é um elemento muito efetivo no endurecimento

por solução sólida.

Como os efeitos do fósforo podem ser somente consumados na presença do

silício ou do alumínio, o seu teor em excesso pode ser explicado pelo teor em

excesso também apresentado pelo silício. Eles podem ter sido adicionados em

excesso objetivando um melhor equilíbrio estequiométrico de composição. Se a

adição de fósforo excede 0,4%, e o equilíbrio estequiométrico com o silício e/ou com

o alumínio se rompe, o fósforo pode segregar para os contornos de grão e diminuir a

ductilidade do material.

5.2 CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA

5.2.1 PROPRIEDADES INTRINSECAS E PARA CONFORMAÇÃO – FASE 1

O grau de encruamento das chapas foi calculado através da equação 2

apresentada no subcapítulo 3.1. Para isso foi tomado o cuidado de tomar os pontos

compreendidos entre o limite de escoamento, o limite de resistência e o

alongamento, que é a garantia de deformação uniforme do material.

Os índices de anisotropia normal e planar para os dois materiais foram

calculados conforme equações 10, 11 e 12, respectivamente.

Os resultados dos valores de propriedades mecânicas e de conformação

obtidas na caracterização mecânica do material estão mostrados na tabela de 5 a 8.

Anexos 32

Amostra Lim. De Escoamento LE (N/mm2)


Alongamento Total (%)

Alongamento Uniforme (%) n r

1 548,00 854,00 23,10 19,40 0,19 1,08 2 541,00 851,00 24,50 20,40 0,20 1,08 3 544,00 852,00 24,50 18,90 0,19 1,08

Média 544,33 852,33 24,03 19,57 0,20 1,08 Desvio Padrão 3,51 1,53 0,81 0,76 0,00 0,00

Amostra Lim. De

Escoamento LE (N/mm2)




1 543,00 855,00 23,10 19,10 0,19 1,04 2 539,00 857,00 23,20 20,00 0,19 1,08 3 549,00 850,00 23,90 19,90 0,19 1,01


Amostra Lim. De





1 538,00 855,00 23,50 18,90 0,19 1,00 2 539,00 850,00 23,50 20,20 0,19 1,08 3 542,00 850,00 23,90 19,90 0,18 1,01


Ângulo com relação ao sentido de laminação Propriedades Mecânicas e de

Conformação 0°°°° 45°°°° 90°°°° Lim. Elástico Rp0,2 (N/mm2) 544,33 543,67 539,67

Lim. de Resistência RM (N/mm2) 852,33 854,00 851,67

Alongamento Total (%) 24,03 23.40 23,63

Alongamento Uniforme (%) 19.57 19.67 19.67

Coeficiente de Encruamento (n) 0,20 0,19 0,19

Anisotropia (r) 1.08 1,04 1,03

Anisotropia Normal (rm) 1,06

Anisotropia Planar (∆∆∆∆r) 0,02

Tabela 8: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 avaliado – Fase 1 - Valores Médios de Três Ensaios

Tabela 5: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Ângulo 0°°°° com relação ao sentido de laminação



Anexos 33

Quando se comparam os resultados de propriedades mecânicas citadas pelo

fabricante THYSSEN e contidos na Tabela 2, com os resultados de propriedades

mecânicas obtidas neste trabalho e citados na tabela 8, percebe-se que o TRIP 800

estudado apresentou resultados similares e dentro das faixas consideradas ideais

para este tipo de aço.

Convém ressaltar que os valores mostrados na tabela 2 se referem a valores

de propriedades obtidos na direção de laminação do referido material. A THYSSEN

não cita em seus catálogos técnicos valores considerados adequados de anisotropia

normal (r) e anisotropia planar (∆r). Os valores obtidos foram comparados pelo autor

deste trabalho com valores obtidos num estudo feito na SEAT/Volkswagen entre os

anos de 2000 e 2001 a respeito das características de estampabilidade

apresentadas pela TRIP 800. Os resultados obtidos se mostram adequados aos

obtidos no estudo citado.

A Figura 18 mostra a evolução do coeficiente de encruamento n em função da

deformação verdadeira comparando-se dois aços multifásicos, um aço Dual Phase

600 e um aço TRIP 800.

Comparando-se os resultados obtidos no cálculo de n e mostrados na Tabela

8 para o aço TRIP, com os resultados obtidos por MOULIN, 2001, percebe-se que o

valor de n obtido esta coerente com relação ao trabalho citado.

Coe

ficie

nte

de E

ncru

amen

to, n

Deformação verdadeira (%)

Figura 18: Evolução do coeficiente de encruamento n em função da deformação verdadeira (MOULIN, 2001)

Anexos 34

5.2.2 REPETIBILIDADE DE RESULTADOS GERADOS PELA INSTRON – FASE 2

Na tabela 9 são mostrados os resultados dos quatro corpos de prova que

foram testados para a avaliação de uniformidade dos resultados obtidos por

amostras retiradas da mesma chapa. Todos os corpos de prova foram retirados à

90° da direção de laminação já que esta direção representa a condição mais crítica

em termos de propriedades mecânicas.

Amostra Lim. De





1 548 854 21,1 19,1 0,193 1,080

2 550 861 24,0 20,4 0,201 1,084

3 544 864 24,0 19,0 0,194 1,076

4 553 852 21,3 18,8 0,190 1,089


As figuras 19 a 22 mostram os diagramas de tensão versus deformação para

as amostras citadas na tabela 10.

Tabela 9: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 avaliado – Fase 2

Figura 19: Diagrama Tensão x Deformação Amostra 1 - 90° com o sentido de laminação


Anexos 35

Quando se faz uma avaliação estatística dos resultados obtidos nos ensaios

dos quatro corpos de prova citados, percebe-se que houve uma boa uniformidade

nos valores obtidos, com valores de desvio padrão que podem ser considerados

baixos.

5.2.3 ENSAIOS PARA A QUANTIFICAÇÃO DA AUSTENITA RETIDA – FASE 3

Na Tabela 10 são mostrados os resultados dos três corpos de prova que

foram ensaiados com porcentagens crescentes de estiramento para a avaliação de

evolução microestrutural com a deformação, objetivando-se posterior quantificação

da austenita retida presente em função da deformação via MO, MEV e Difração de

Raios-X. Os ensaios de tração foram interrompidos com valores de deformação pré-

determinados. Todos os corpos de prova foram ensaiados a 90° da direção de

laminação.

Identificação da Amostra

Lim. Elástico Rp0,2 (N/mm2)

Alongamento Pré-determinado

(%)


T6% 542 6 6

T12% 551 12 12

T18% 542 18 17.9

Durante a execução dos ensaios percebeu-se que a tensão aumentava

significativamente já nos primeiros estágios da deformação. Os fatores prováveis

para este fato incluem a grande transformação de austenita para martensita já nos



Tabela 10: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Fase 3

Anexos 36

primeiros estágios da deformação, confirmando o que se afirma em literatura a

respeito (crescente aumento de fases duras na microestrutura do material já no

início da deformação) ou a presença de grande quantidade de martensita pré-

existente formada no processo de fabricação do aço. Este resultado confirma o que

foi citado em literatura por ITAMI et al, 1994, que afirma que a austenita retida com

baixo teor de carbono é plasticamente instável o suficiente para transformar-se já

nos primeiros estágios de deformação embora tenha identificado que os fatores que

influenciam na estabilização da austenita não sejam fatores constantes sendo que

este comportamento pode ser característico de cada situação.

Segundo ainda o que afirma ITAMI et al, 1994, deve-se levar em conta

também que a transformação da austenita retida para martensita está diretamente

ligada ao grau de enriquecimento desta austenita em carbono. Este fator depende

do tempo de austêmpera, ou seja, o histórico termomecânico do material influencia

diretamente nas propriedades mecânicas do mesmo. A austenita menos rica em

carbono é plasticamente mais instável e se transforma em martensita nos primeiros

estágios de deformação.

As Figuras 23 a 25 mostram as curvas de tensão versus deformação para as

amostras citadas na tabela 10.

Figura 23: Diagrama Tensão x Deformação Amostra 6% - 90° com o sentido de laminação



Anexos 37

Sendo as propriedades mecânicas do material dependentes da estabilidade

da austenita retida e tendo em vista que esta não é constante para cada material

pois depende de muitos fatores e de suas interações, é muito complexa a

identificação do fator realmente controlador e que justifique aumentos ou

diminuições nas propriedades mecânicas.

5.3 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL

5.3.1 MICROSCOPIA ÓTICA

A microestruturas obtidas estão apresentadas na Figuras 26 a 29.

Pelas avaliações microestruturais realizadas, o aço TRIP 800 constitui-se

basicamente de quatro fases: bainita, martensita e austenita retida em matriz

ferrítica. A microestrutura se apresenta refinada sendo que a identificação detalhada

e a quantificação das fases via microscópio óptico (MO) não foi realizada pela

impossibilidade da separação visual e quantificação das fases presentes

detalhadamente. A utilização de metalografia colorida e de nanodureza são métodos

que poderiam colaborar na avaliação das supostas fases presentes porém neste

trabalho estes métodos não foram utilizados.

Figura 26: Microestrutura Aço TRIP 800 – 0% de Estiramento – Ataque Nital 2%

Direção do Estiramento

Dire

ção

de la

min

ação

Anexos 38



Dire

ção

de la

min

ação



Dire

ção

de la

min

ação



Dire

ção

de la

min

ação

Anexos 39

A Figura 30 mostra uma microestrutura esquemática (EHRHARDT et al, 2004)

com as fases que devem estar presentes num aço TRIP com caracteríticas similares

ao aço estudado neste trabalho.

A ferrita (matriz) se apresenta nas fotomicrografias com a coloração mais

clara representados por grãos poligonais, algumas vezes representada por uma cor

cinza claro e outras vezes por uma cor tendendo ao branco. Esta coloração diferente

está relacionada com diferenças de intensidade de luz incidente nas amostras na

realização da fotomicrografia ou a pequenas diferenças nos tempos de ataque para

a revelação das fases. A coloração e o tamanho de grãos apresentados por esta

fase se encontra de acordo com a literatura a respeito para o ataque com nital 2%.

Pela avaliação das micrografias obtidas percebe-se nas figuras geradas por

estiramentos de até 6% uma certa aleatoriedade de posicionamento dos grãos na

microestrutura do material sendo que quando o estiramento aumentou percebe-se

que os mesmos começam a se orientar na direção da tensão aplicada, ou seja

reagem para redistribuir as tensões internas impostas pela tensão externa aplicada

Figura 30: Microestrutura esquemática – Aço TRIP 800 (EHRHARDT et al, 2004)

Anexos 40

conforme citado na seção 2.3 deste trabalho. A formação de ilhas lineares de fases

se mostra como uma reação do material à tensão externa aplicada. Nestas ilhas que

aparecem nas micrografias com a coloração escura, acontecem então as possíveis

transformações de austenita retida para martensita.

Com relação às ilhas escuras citadas, a sua distinção na avaliação da

microestrutura foi fácil de ser observada porém, a identificação da sua composição

foi impossível de ser realizada visualmente. Segundo VERLINDEN et al, 2001, não

pode se considerar que todas as ilhas escuras aparentes na microestrutura do

material são compostos somente por austenita retida. Em geral, a nucleação da

austenita (e que compõem as ilhas escuras visíveis) ocorre primeiramente no

contorno de grão da ferrita. Considerando-se que estas ilhas escuras são também

compostas por austenita retida, convém citar que JOENG, 1994, realizou um

trabalho detalhado de controle de tamanho e distribuição da austenita retida antes e

depois da transformação em martensita por deformação e comprovou que as

menores partículas são mais estáveis frente à deformação. O esquema mostrado na

figura 31 demonstra esse fato.

A fases bainita e ferrita bainítica foram fases também de difícil observação,

sendo que qualquer distinção visual via MO foi na prática impossível. As ilhas de

bainita em geral se mostram na forma de grãos levemente aciculares, algumas com

aspectos similares à martensita e com pequenas agulhas mais alargadas que

parecem ser de ferrita. A martensita em geral possui um aspecto levemente acicular

com coloração escura, formando pequenos grupamentos angulares.

Ferrita

Austenita Retida Compondo as ilhas escuras em posição

favorável para a transformação

Efeito TRIP

Ferrita

Martensita Transformada

Rans

Figura 31: Modelo de distribuição de Ferrita e Austenita (EHRHARDT et al, 2004)

Anexos 41

A identificação das fases via microscopia óptica se mostrou um método não

muito preciso. Quando se utilizou a Microscopia Eletrônica de Varredura, a

identificação de algumas fases também não foi viável, sendo estas fases percebidas

em diferentes profundidades sendo a ferrita atacada preferencialmente deixando as

fases mais duras em planos mais elevados. A martensita neste caso também se

distingue mais facilmente que a austenita já que é atacada mais fortemente pela

solução de ataque. As figuras de 32 a 35 demonstram as micrografias obtidas via

MEV.

Figura 32: Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 0% de Estiramento


Anexos 42

5.3.2 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X

Com a expectativa de confirmar a presença das fases supostamente

existentes nas microestruturas mostradas nas Figuras acima, fez-se uma análise por

difração de Raios-X em todas as amostras citadas no procedimento anterior. Levou-

se em consideração que com o encruamento crescente aplicado no material um



Anexos 43

deslocamento ou alargamento dos picos máximos de difração pode ocorrer, quando

comparados com picos gerados por um material sem deformação plástica.

A análise por difração de Raios-X é uma técnica de grande valia e praticidade

para a determinação qualitativa de fases, porém, quando um material é constituído

de múltiplas fases o método pode se tornar extremamente complicado com a

ocorrência de superposição dos picos gerados.

Na Figura 36 se encontra um difratograma típico para este tipo de aço

multifásico para 2θ variando entre 40 e 110°.

Os difratogramas mostrados a seguir apresentam a análise realizada no aço

TRIP 800 na condição inicial (somente recozido com 0% de deformação) e nos

estados deformados (6%, 12% e 18%) conforme as figuras microestruturais

anteriormente mostradas. A análise foi realizada buscando-se valores de distância

interplanar (d) e valores de 2θ referentes a austenita retida conforme Padrões de

Difração JCPDS que estão resumidos no anexo 1 deste trabalho (TOURRUCÔO,

1999). O resultado da análise espectral encontra-se discriminado nas tabelas 12 a

15. Segundo as fichas JCPDS com padrões para a martensita e a austenita, existem

diferentes valores de parâmetro de rede e portanto diferentes posições angulares

para a austenita e para a martensita. Com relação à austenita, após uma avaliação

detalhada dos valores de d (distância interplanar) obtidos nos difratogramas

correlacionados com os valores de distância interplanar padrões para a austenita,

verificou-se a presença de algumas posições angulares citadas nos padrões JCPDS.

Inte

nsid

ade

Figura 36: Difratograma típico para um aço multifásico TRIP 800 (PARISH, 2001)

Anexos 44

Conforme mencionado acima, verificou-se a existência de algumas posições

angulares citadas nos padrões JCPDS para a austenita, sendo que estes picos em

geral se apresentaram pequenos e alguns se mostraram levemente deslocados em

relação ao valor citado no padrão JCPDS, sendo uma causa provável a deformação

crescente aplicada nos corpos de prova e que provoca um alargamento dos picos

gerados (ZHAO et al, 2001). Pelo fato dos picos possuírem pequena intensidade,

estes picos podem apresentar uma certa quantidade de erro inerente aos ensaios.

A Tabela 11 mostra os resultados da análise espectral obtidos para a amostra

com 0% de deformação nos difratogramas mostrados nas Figuras 37 a 39.

Tabela 11: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 - 0% de deformação

Picos 2θθθθ d (Angtrons) Fase / Índice Miller

1 78,34 1,22 Gama / (200)

2 105,68 0,96 Alfa / (200)

3 127,33 0,86 Gama / (220)

Porcentagem de Austenita Retida 6,84%

Figura 37: Região Espectral 2θ = 78,34° para amostra deformada em 0% (Gama)

2 θ (Graus)

Inte

nsid

ade

2 θ (Graus)

Inte

nsid

ade

Figura 38: Região Espectral 2θ = 105,68° para amostra deformada em 0% (Alfa)

Anexos 45





1 78,44 1,22 Gama / (200)

2 105,78 0,96 Alfa / (200)

3 127,48 0,86 Gama / (220)


2 θ (Graus)

Inte

nsid

ade


2 θ (Graus)

Inte

nsid

ade


Anexos 46





1 77,98 1,22 Gama / (200)

2 105,26 0,96 Alfa / (200)

3 127,14 0,86 Gama / (220)


2 θ (Graus)

Inte

nsid

ade



2 θ (Graus)

Inte

nsid

ade

Anexos 47

Inte

nsid

ade


2 θ (Graus)

2 θ (Graus)

Inte

nsid

ade



2 θ (Graus)

Inte

nsid

ade

Anexos 48





1 78,08 1,22 Gama / (200)

2 105,43 0,96 Alfa / (200)

3 127,27 0,86 Gama / (220)


2 θ (Graus)

Inte

nsid

ade


2 θ (Graus)

Inte

nsid

ade


Anexos 49

Pelos resultados apresentados nos difratogramas e nas tabelas citada acima,

percebe-se claramente que o com o aumento do estiramento nas amostras a

porcentagem de austenita retida residual foi diminuindo, sendo esta verificação o

fundamento principal dos estudos que foram realizados. Este fato pode ser

verificado no gráfico exposto a seguir na Figura 49, onde se percebe que com o

aumento da deformação a porcentagem de austenita retida diminui, comprovando o

que se afirma em literaturas a respeito.

Figura 49: Gráfico - Relação entre Limite de Escoamento x Deformação x Austenita Retida

Gráfico – Relação entre Limite de Resistência X Porcentagem de Deformação X Austenita Retida

2 θ (Graus)


Inte

nsid

ade

Anexos 50

Para uma compreensão mais detalhada da composição das fases presentes

no material seria interessante realizar ensaios para a determinação da textura

cristalográfica das fases presentes, porém mesmos estes ensaios realizados via

EBSD (Automated Backscattered Electron Diffraction) e/ou OIM (Orientation Imaging

Microscopy) apresentam dificuldades na separação e estudo da morfologia e

quantidade de fases presentes principalmente quando se considera o efeito da

textura na difração dos picos, principalmente nos casos onde a textura da austenita

retida, ferrita e ferrita/bainita são diferentes (VERLINDEN et al, 2001). Segundo

ainda VERLINDEN et al, 2001, devido às complicações expostas, não são possíveis

medidas experimentais de textura da austenita em aços com médio teor de carbono

bem como a determinação das relações entre a austenita e seus produtos de

transformação, isto é, martensita e ferrita/bainita.

Um método que vem sendo utilizado com mais sucesso para a determinação

das fases presentes no aço TRIP 800, principalmente para a determinação da

quantidade de austenita retida (não magnética) é a Ressonância Magnética (ZHAO

et al, 2001).

Anexos 51

6.0 CONCLUSÕES

As conclusões abaixo se referem às observações referentes ao

desenvolvimento experimental e aos resultados obtidos:

� O aço TRIP 800 estudado apresentou resultados de propriedades mecânicas

e de estampabilidade (r e n) coerentes com a literatura a respeito o que pode

lhe conferir um alta capacidade de absorção de energia quando aplicado

numa peça de carroceria e uma boa condição de estampagem quando

submetido a operações de conformação .

� O estudo dos mecanismos de endurecimento e da microestrutura via

microscopia óptica se mostrou pouco adequado e apresentou limitações

inerentes ao método como por exemplo, a dificuldade de se obter uma

solução de ataque adequada e segundo, a dificuldade de se obter contrastes

que fossem suficientemente adequados para a separação visual das fases.

� Os estudos da microestrutura via microscopia óptica e microscopia eletrônica

de varredura se mostraram ineficientes pela dificuldade de visualização das

fases devido ao fato de que não se conseguiu utilizar uma solução de ataque

que revelasse as fases de uma maneira mais clara.

� O estudo dos mecanismos de endurecimento e das fases presentes via

difração de Raios-X se mostrou adequada para análises qualitativas e

quantitativas de fases presentes. Esta técnica também se mostrou adequada

para medidas de parâmetros de rede com exceção de fases que apresentam

reticulados parecidos se mostrando superpostos. Para análises quantitativas

de frações volumétricas de fase presentes o método se mostrou adequado

sendo que os resultados obtidos de austenita retida estão de acordo com as

literaturas consultadas.

� Pela avaliação microestrutural via Difração de Raios-X, percebe-se que

ocorreram modificações na quantidade e composição das fases presentes.

Anexos 52

Com 6% de estiramento percebeu-se que a austenita retida teve uma

diminuição acentuada de sua quantidade se comparada com a porcentagem

de austenita retida com 0% de deformação, concluindo-se então que este aço

apresenta grandes taxas de transformação de austenita retida em martensita

já nas fases inicias de transformação, comprovando o que se afirma em

literatura a respeito.

Anexos 53

7.0 TRABALHOS FUTUROS

A seguir estão algumas sugestões de trabalhos futuros (mestrado e

doutorado) e algumas linhas de pesquisa, nas quais se percebeu algumas lacunas

de conhecimento com respeito a estes aços.

1) Caracterização mecânica e quantificação de fases via EBSD (Automated

Backscattered Electron Diffraction) e Ressonância Magnética utilizando taxas

de deformação com velocidades variáveis nos aços TRIP.

2) Estudo da distribuição de solutos na austenita retida dos aços TRIP, usando

EBSD (Automated Backscattered Electron Diffraction), microscopia eletrônica

de transmissão e dilatometria, formulando, comprovando ou refutando

algumas teorias existentes a respeito.

3) Estudo e modelamento do tamanho, forma e distribuição de fases durante o

recozimento intercrítico, sendo que já e conhecido que as frações de cada

uma das fases pode ser fortemente afetada por condições de resfriamento.

4) Desenvolvimento e validação de um método de aplicação de metalografia

colorida para a análise das fases presentes.

5) Estudo da soldabilidade por resistência elétrica dos aços TRIP, considerando

as variações de processo.

6) Estudo da corrosão em aços TRIP considerando variações de composição

química e microestrutural, com ou sem pré-deformação.

7) Desenvolvimento de uma teoria com aplicações da Teoria de Ashby e

considerando observações relativas à estabilidade da austenita retida em

aços multifásicos direcionando este estudo para os aços TRIP. Este trabalho

poderia colaborar muito nos estudos e entendimento dos mecanismos do

Anexos 54

aumento das propriedades mecânicas e de variações de propriedades de

estampabilidade dos aços multifásicos com a deformação.

Anexos 55

REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS

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Anexos 56

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Anexos 57

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SEAT/Volkswagen – Espanha – Barcelona – 2000/2001.

LAGNEBORG, R.; New Steels and Steel Applications for Vehicles - Materials &

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Anexos 58

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NAKAOKA, N.; HOSOYA, Y.; OHMURA, N.; NISHIMOTO, A.; Reassessment of

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Anexos 59

SSAB TUNNPLÅT - Reducing the Body Weight by Using Extra and Ultra High

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Anexos 60

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–152.

Anexos 61

Anexos 62

ANEXO 1 Análises das Fases Presentes via Difração de Raios-X

O resumo dos Padrões para a martensita e a austenita encontrados nas

fichas JCPDS (“44-1289; 44-1293 e 31-0619”) encontra-se transcrito

respectivamente nas tabelas 15 e 16 abaixo (TOURROCO, 1999) .

Tabela 15: Valores de Distância interplanar (d) e parâmetros de rede para a

Martensita de acordo com seus teores de carbono

Planos

d (0

A )

0.055%C

a = 2,859

c = 2,937

d (0

A )

0.08%C

a = 2,856

c = 2,960

d (0

A )

0.09%C

a = 2,854

c = 2,983

d (0

A )

0.12%C

a = 2,847

c = 3,018

d (0

A )

0.14%C

a = 2,846

c = 3,053

(101) 2,04820 2,05530 2,06150 2,07050 2,08140

(110) 2,02130 2,01960 2,01790 2,01280 2,01190

(002) 1,46830 1,48010 1,49120 1,50870 1,52620

(200) 1,42930 1,42770 1,42690 1,42350 1,42310

(112) 1,18800 1,19360 1,19930 1,20740 1,21610

(211) 1,17220 1,17270 1,17340 1,17310 1,17480

(202) 1,02420 1,02770 1,03100 1,03540 1,04080

(220) 1,01070 1,00970 1,00910 1,00650 1,00610

(103) 0,92620 0,93250 0,93900 0,948500 0,95820

(301) 0,90640 0,90620 0,90630 0,905200 0,90590

(310) 0,90410 0,90310 0,90250 0,900200 0,89990

(222) 0,83260 0,83410 0,83580 0,837400 0,84010

(213) 0,77730 0,78080 0,78440 0,789300 0,79480

Anexos 63

Tabela 16: Valores de distância interplanar (d) para a Austenita

Planos d (angstrons)

a = 3,60 Intensidade (%)

(111) 2,08000 100

(200) 1,80000 80

(220) 1,27000 50

(311) 1,08300 80

(222) 1,03700 50

(400) 0,90000 30

universidade tecnolÓgica federal do paranÁ campus de ... · aços de alta resistência e baixa...

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