ADRIEL CLARO DE FARIA - sistemas.eel.usp.br

UNIVERSIDADE DE SÃO PAULO

ESCOLA DE ENGENHARIA DE LORENA

ADRIEL CLARO DE FARIA

Determinação do Diagrama TRC do

Ferro Fundido Branco Multicomponente Fe-2C-6Cr-2Mo-4V-2W

Lorena

2015

Página deixada em branco propositalmente

(remover o comentário antes de imprimir)

ADRIEL CLARO DE FARIA

Determinação do Diagrama TRC do

Ferro Fundido Branco Multicomponente Fe-2C-6Cr-2Mo-4V-2W

Trabalho de Graduação apresentado à

Escola de Engenharia de Lorena da

Universidade de São Paulo para obtenção do

título de Engenheiro de Materiais.

Versão Revisada

Orientador: Prof. Dr. José Benedito

Marcomini

Lorena

2015

AUTORIZO A REPRODUÇÃO E DIVULGAÇÃO TOTAL OU PARCIAL DESTE

TRABALHO, POR QUALQUER MEIO CONVENCIONAL OU ELETRÔNICO, PARA FINS

DE ESTUDO E PESQUISA, DESDE QUE CITADA A FONTE.

Ficha Catalográfica Elaborada pela Biblioteca Especializada em Engenharia de Materiais

EEL USP

Faria, Adriel Claro de

Determinação do Diagrama TRC do Ferro Fundido Branco

Multicomponente Fe-2C-6Cr-2Mo-4V-2W. / Adriel Claro de Faria;

Orientador Prof. Dr. José Benedito Marcomini --Lorena, 2015.

69 p.

Monografia apresentada como requisito parcial para a conclusão de

Graduação do Curso de Engenharia de Materiais - Escola de Engenharia de

Lorena da Universidade de São Paulo. 2015.

Orientador: Prof. Dr. José Benedito Marcomini

1. Ferro Fundido Branco Multicomponente 2. Diagrama TRC 3.

Cilindro de Laminação I. Determinação do Diagrama TRC do Ferro

Fundido Branco Multicomponente Fe-2C-6Cr-2Mo-4V-2W.

Dedico este trabalho...

Às pessoas que sempre me acompanharam, em

todos os momentos da minha vida, que me

ensinaram valores, ética e perseverança, que

sempre se empenharam em me oferecer o

melhor, atenção, alegria, oportunidade de

educação, e que foram o maior exemplo de

vida e do como se viver. Dedico especialmente

à minha mãe, Rosileni.

ágina deixada em branco propositalmente

(remover o comentário antes de imprimir)

AGRADECIMENTOS

A Gerdau pela oportunidade profissional de estágio e por permitir que dispusesse de meios

como equipamentos e laboratórios nos quais pude desenvolver meus trabalhos de pesquisa.

Ao orientador Prof. Dr. José Benedito Marcomini pelo apoio, amizade e esclarecimento de

dúvidas e pela troca de ideias e constante disponibilidade de repassar seus conhecimentos.

A Gerente Dr. Cláudia Regina Serantoni e aos Assessores Técnicos Dr. Mario Vitor Leite e

MSc. Marcos Machado Matsumoto por todo apoio e orientação, idealização e acompanhamento

deste trabalho, pela amizade, pelo tempo compartilhado e pela oportunidade e confiança a mim

depositada.

A banca examinadora pelas observações feitas que vieram a complementar e engrandecer o

trabalho.

Ao colega de trabalho Glauco Dias pela convivência e amizade, e por estar sempre disposto a

ajudar e incentivar-me a levar a bom porto este trabalho.

A MSc. Carolina Conter Elgert pela imensurável ajuda na realização dos ensaios na unidade da

Gerdau em Charqueadas/RS.

Aos amigos da “República Hidrante” e “República Escravos de Jó” que de forma direta ou

indiretamente ajudaram na conclusão desse estudo e por este motivo compartilho com eles a

minha satisfação.

“Aprender é a única coisa de que a mente nunca

se cansa, nunca tem medo e nunca se

arrepende”.

Leonardo da Vinci

RESUMO

CLARO DE FARIA, A. Determinação do Diagrama TRC do Ferro Fundido Branco

Multicomponente Fe-2C-6Cr-2Mo-4V-2W. 2015. 69p. Monografia (Trabalho de Graduação

em Engenharia de Materiais) – Escola de Engenharia de Lorena, Universidade de São Paulo,

Lorena, 2015.

O Ferro Fundido Branco Multicomponente (FFBM) é amplamente utilizado em

cilindros de laminação e em elementos de moinho. Apesar de sua grande importância, não há

estudos frequentes em FFBM realizados pela comunidade científica.

Em vista disso, o presente trabalho consistiu no estudo da microestrutura em função

dos elementos de liga e a sua influência no diagrama de TRC tendo como base os estudos de

Matsubara et al. e a determinação e interpretação do diagrama TRC para o FFBM Fe-2C-6Cr-

2Mo-4V-2W.

Para a realização do trabalho, foram utilizadas amostras fornecidas pela Gerdau - Aços

Especiais Brasil de Pindamonhangaba/SP.

Antes da aquisição do diagrama TRC, foi feito um estudo estatístico das taxas críticas

para a formação das fases perlita e bainita em função da composição química. As taxas de

resfriamento aplicadas para o levantamento da curva TRC foram definidas a partir do cálculo

com o estudo estatístico supracitado.

Após a construção do diagrama TRC, pôde-se concluir que: para obtenção das

microestruturas martensita, bainita e perlita são necessárias respectivamente grandes, médias

(0,20ºC/s) e pequenas (0,03ºC/s) taxas de resfriamentos. Apesar da semelhança visual entre as

microestruturas, as medições de microdureza Vickers mostraram uma grande diferença entre as

microdurezas das fases. Para diferenciar as fases, foram realizados também vários ataques

químicos e os melhores resultados foram obtidos pelo reagente Lepera.

Além disso, pode-se concluir que FFBM tem alta temperabilidade devido à grande

fração de martensita presente mesmo em taxas de resfriamento muito lentas. Além disso, a

temperatura de austenitização e a velocidade de resfriamento têm influência direta sobre a

solubilização e a precipitação de carbonetos respectivamente e, consequentemente, na

quantidade de elementos de liga em solução sólida e no comportamento da curva de TRC.

Palavras-chave: 1. Ferro Fundido Branco Multicomponente 2. Diagrama TRC 3. Cilindro de

Laminação

ABSTRACT

CLARO DE FARIA, A. Determination of CCT Curve of Multicomponent White Cast Iron

Fe-2C-6Cr-2Mo-4V-2W. 2015. 69p . Monograph (Undergraduate Work in Materials

Engineering) – Escola de Engenharia de Lorena, Universidade de São Paulo, Lorena, 2015.

The Multi-component White Cast Iron (MWCI) is widely used for rolling mill rolls

and mineral pulverizing mill elements. Despite its great importance, there are no systematic

researches of MWCI carried out by the scientific community.

For that purpose, this work consisted on the study of the microstructure in function of

the alloying elements and their influence on the CCT diagram based on the studies of Matsubara

et al. and the determination and interpretation of the CCT diagram for the FFBM Fe-2C-6CR-

2Mo-4V-2W.

In order to reach the results proposed in this work, it was used a sample provided by

GERDAU – Aços Especiais Brasil de Pindamonhangaba/SP

Before the CCT diagram acquisition, it was released a statistical study of critical rates

to the formation of perlite and bainite phases in function of chemical composition. The cooling

rates applied for the lifting of the CCT curve were defined based on calculating by the statistical

study above.

After construction of CCT diagram, it could be concluded that: to obtain the

martensite, bainite and perlite microstructure are needed respectively large, medium (0,20ºC/s)

and small (0,03ºC/s) cooling rates. Despite the visual similarity between the microstructures,

measurements of Vickers hardness showed a great difference between the hardness of the

phases. To differentiate the phases, it also was performed several etches and the best results

was obtained by Lepera’s reagent.

It also can conclude that MWCI has high hardenability due to the large fraction of

martensite present even at very slow rates of cooling. In addition the austenitizing temperature

and the cooling rate has a direct influence on the solubilization and precipitation of carbides

respectively, and consequently the amount of alloying elements in solid solution and the

behavior of the CCT curve.

Keywords: 1. Multi-component White Cast Iron 2. CCT Diagram 3. Rolling Mill Rolls

LISTA DE FIGURAS

Figura 1. Diagramas TRC típicos de Ferro Fundido Branco. a) Fe-4,1%C-15,1%Cr, b) Fe-3,9%C-

17,5%Cr-2,5%Mo e c) Fe-3,9%C-23,4%Cr-2,9%Mo. ......................................................................... 18

Figura 2. Layout de um LTQ convencional. ........................................................................................ 19

Figura 3. Principais componentes de um cilindro de trabalho de LTQ ................................................ 21

Figura 4. Micrografia típica da microestrutura do FFBM temperado e revenido, 200x; MC: Carboneto

rico em Vanádio, M2C: Carboneto rico em Molibdênio e M7C3: Carboneto rico em Cromo ............... 22

Figura 5. Refino de carboneto do tipo MC em função do teor de tungstênio equivalente em um HSS

1C-4Cr-7Mo-4W-3V. ............................................................................................................................ 23

Figura 6. Estrutura dos carbonetos do tipo MC. a) Tipo Pétala, b) Tipo Nodular e c) Tipo Coral ...... 25

Figura 7. Estrutura dos carbonetos do tipo M2C. a) Tipo Lamelar e b) Tipo Placa ............................ 26

Figura 8. Estrutura dos carbonetos do tipo M7C3 ............................................................................... 26

Figura 9. Esquema de determinação das taxas críticas de transformação de fase na curva TRC ........ 29

Figura 10. Curvas de dilatação obtidas por dilatometria. (a) dilatação em função temperatura e (b) em

função do tempo. ................................................................................................................................... 30

Figura 11. Método da derivada para determinação de temperaturas de transformação. ...................... 30

Figura 12. Método da tangente para determinação de temperaturas de transformação ....................... 31

Figura 13. Diagramas TRC com diferentes teores de carbono. a) Liga 1, b) Liga 3, c) Liga 4 e d) Liga

6. ............................................................................................................................................................ 33

Figura 14. Influência do teor de carbono e temperatura de austenitização na transformação perlítica

(P) e bainítica (B). a) Tempo do cotovelo da curva e b) Temperatura do cotovelo da curva ................ 34

Figura 15. Influência do teor de carbono e temperatura de austenitização na taxa crítica de

transformação (Vc-p: transformação perlítica, Vc-b: transformação bainítica) ....................................... 34

Figura 16. Influência do teor de carbono e temperatura de austenitização nas temperaturas Mi e Mf . 35

Figura 17. Influência do teor de carbono e da taxa de resfriamento na microestrutura final. a)

Austenitizado a 1000 °C e b) Austenitizado a 1100 °C ........................................................................ 35

Figura 18. Relação entre a concentração de elementos de liga na matriz temperada após austenitização

a 1100 °C em função do teor de carbono da liga. ................................................................................. 36

Figura 19. Influência do teor de carbono na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura da matriz de

amostras resfriadas continuamente. ....................................................................................................... 36

Figura 20. Diagramas TRC com diferentes teores de vanádio. a) Liga 7, b) Liga 8, c) Liga 10 e d)

Liga 11. ................................................................................................................................................. 37

Figura 21. Influência do teor de vanádio e temperatura de austenitização na taxa crítica de

transformação (Vc-p: transformação perlítica, Vc-b: transformação bainítica) ....................................... 38

Figura 22. Influência do teor de vanádio e temperatura de austenitização nas temperaturas Mi e Mf . 38

Figura 23. Influência do teor de vanádio e da taxa de resfriamento na microestrutura final. a)

Austenitizado a 1000 °C e b) Austenitizado a 1100 °C ......................................................................... 39

Figura 24. Influência do teor de vanádio na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura da matriz de


Figura 25. Diagramas TRC do FFBM com diferentes teores de cromo. a) Liga 12, b) Liga 13, c) Liga

15 e d) Liga 16. ...................................................................................................................................... 40

Figura 26. Influência do teor de cromo e temperatura de austenitização na taxa crítica de

transformação (Vc-p: transformação perlítica, Vc-b: transformação bainítica) ........................................ 41

Figura 27. Influência do teor de cromo e temperatura de austenitização nas temperaturas Mi e Mf .... 41

Figura 28. Influência do teor de cromo e da taxa de resfriamento na microestrutura final. a)


Figura 29. Influência do teor de cromo na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura da matriz de


Figura 30. Diagramas TRC do FFBM com diferentes teores de cobalto. a) Liga 17, b) Liga 20, c) Liga

22 e d) Liga 23. ...................................................................................................................................... 43

Figura 31. Influência do teor de cobalto e temperatura de austenitização na taxa crítica de

transformação (Vc-p: transformação perlítica, Vc-b: transformação bainítica) ........................................ 44

Figura 32. Influência do teor de cobalto e temperatura de austenitização nas temperaturas Ms e Mf .. 44

Figura 33. Influência do teor de cobalto e da taxa de resfriamento na microestrutura final. a)


Figura 34. Diagramas TRC do FFBM com diferentes teores de Molibdênio e Tungstênio. a) Liga 24,

b) Liga 27 e c) Liga 33. ......................................................................................................................... 46

Figura 35. Influência do teor de Molibdênio, Tungstênio e temperatura de austenitização na

transformação perlítica (P) e bainítica (B). a) Tempo do cotovelo da curva e b) Temperatura do

cotovelo da curva ................................................................................................................................... 46

Figura 36. Influência do teor de Molibdênio, Tungstênio e temperatura de austenitização nas

temperaturas Mi e Mf ............................................................................................................................. 47

Figura 37. Influência do teor de Weq e da taxa de resfriamento na microestrutura final. a)


Figura 38. Influência do teor de Molibdênio e Tungstênio na máxima macrodureza (Hmáx) e

microestrutura da matriz de amostras resfriadas continuamente. .......................................................... 48

Figura 39. Diagramas TRC do FFBM com diferentes teores de Molibdênio e Tungstênio. a) Liga 35,

b) Liga 36, c) Liga 37 e d) Liga 38. ....................................................................................................... 49

Figura 40. Influência do teor de Manganês, Níquel e temperatura de austenitização na transformação

perlítica (P) e bainítica (B). a) Tempo do cotovelo da curva em função do teor de Manganês e b) de

Níquel. c) Temperatura do cotovelo da curva em função do teor de Manganês e d) de Níquel ............ 50

Figura 41. Influência do teor de Manganês, Níquel e temperatura de austenitização na temperatura Mi

............................................................................................................................................................... 50

Figura 42. Influência do teor de Manganês e Níquel na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura

da matriz de amostras resfriadas continuamente. .................................................................................. 51

Figura 43. Influência do teor de Manganês, Níquel e da taxa de resfriamento na microestrutura final.

a) Em função do teor de Manganês e austenitizado a 1000 °C e b) austenitizado a 1100 °C. c) Em

função do teor de Níquel e austenitizado a 1000 °C e d) austenitizado a 1100 °C ............................... 52

Figura 45. Posição de retirada de anéis de casca do cilindro de laminação para amostragem do FFBM

............................................................................................................................................................... 53

Figura 46. Seguimento de anel para usinagem de corpos-de-prova. a) Vista isométrica e b) Croqui de

retirada dos corpos de prova.................................................................................................................. 53

Figura 47. Desenho técnico do corpo-de-prova utilizado para ensaio dilatométrico ........................... 54

Figura 44. Fluxograma da metodologia do trabalho ............................................................................ 54

Figura 48. Simulador Termomecânico Gleeble® 3500 ....................................................................... 57

Figura 49. Montagem do corpo de prova no dilatômetro ..................................................................... 57

Figura 50. Representação do ciclo realizado no ensaio dilatométrico ................................................. 58

Figura 53. Ajuste visual do modelo VC-P (1000 °C x 1,8ks). .............................................................. 59

Figura 56. Ajuste visual do modelo VC-B (1000 °C x 1,8ks). ............................................................... 60

Figura 57. Micrografia de amostra de ensaio dilatométrico resfriado a 0,03°C/s via Microscopia

Óptica. 1000x. Ataque Nital ................................................................................................................. 61


Óptica. 1000x. Ataque Vilella .............................................................................................................. 61


Óptica. 1000x. Ataque Lepera .............................................................................................................. 62

Figura 60. Micrografia de amostra de ensaio dilatométrico resfriado a 0,03°C/s via MEV. 1000x .... 62

Figura 61. Micrografia de amostra de ensaio dilatométrico resfriado a 0,03°C/s via MEV. 6000x .... 63

Figura 62. Diagrama TRC do Ferro Fundido Branco Multicomponente ............................................. 64

LISTA DE TABELAS

Tabela 1. Evolução dos materiais utilizados como material de casca em cilindros de trabalho nas

primeiras cadeiras do trem acabador de LTQ ........................................................................................ 20

Tabela 2. Composição química das amostras dos estudos de Matsubara et al. e a respectiva referência

na qual foi publicada ............................................................................................................................. 32

Tabela 3. Faixa de composição química da corrida do material FFBM e o valor real obtido. ............. 52

Tabela 4. Composição química (variável de entrada) e taxa crítica de formação da perlita e bainita

(variáveis de saída) obtida pelos estudos de Matsubara et al. ............................................................... 56

LISTA DE SIGLAS

CCC Cúbico de Corpo Centrado

CFC Cúbico de Face Centrada

DEMAR Departamento de Engenharia de Materiais

EEL Escola de Engenharia de Lorena

EM Engenharia de Materiais

FFBM Ferro Fundido Branco Multicomponente

HSS High Speed Steel

LOM Departamento de Engenharia de Materiais da EEL

LTQ Laminador de Tiras a Quente

MWCI Multi-component White Cast Iron

TCC Trabalho de Conclusão de Curso

TRC Transformação por Resfriamento Contínuo

TTT Tempo-Temperatura-Transformação

USP Universidade de São Paulo

LISTA DE SÍMBOLOS

Cbal% Teor de Balanço de Carbono

Cestec% Teor de Carbono Estequiométrico

M2C Carboneto Rico em Molibdênio

M7C3 Carboneto Rico em Cromo

MC Carboneto Rico em Vanádio

Mf Temperatura de Final de Transformação Martensítica

Ms/Mi Temperatura de Início de Transformação Martensítica

t Tempo (Min)

T Temperatura (°C)

Tγ Temperatura de Austenitização (°C)

VC-B Taxa Crítica de Transformação Bainítica

VC-P Taxa Crítica de Transformação Perlítica

Vγ Volume da Fração de Austenita Retida

Weq% Teor Tungstênio Equivalente

β0 Constante do Modelamento VC-P e VC-B

γ Austenita

γR Austenita Retida

SUMÁRIO

1 INTRODUÇÃO ............................................................................................................................ 17

1.1 Objetivo e justificativa .......................................................................................................... 18

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ...................................................................................................... 19

2.1 Aplicação da liga ................................................................................................................... 19

2.2 O Ferro Fundido Branco Multicomponente .......................................................................... 21

2.2.1 Elaboração química ....................................................................................................... 22

2.2.2 Estrutura de solidificação .............................................................................................. 24

2.2.3 Transformações de fase no estado sólido ...................................................................... 27

2.3 O Diagrama de Transformação de Fases ............................................................................... 28

2.3.1 Construção do diagrama TRC ....................................................................................... 30

2.4 Estudo do diagrama TRC em FFBM ..................................................................................... 31

2.4.1 Carbono ......................................................................................................................... 32

2.4.2 Vanádio ......................................................................................................................... 36

2.4.3 Cromo ............................................................................................................................ 39

2.4.4 Cobalto .......................................................................................................................... 42

2.4.5 Molibdênio e Tungstênio .............................................................................................. 45

2.4.6 Manganês e Níquel ........................................................................................................ 48

3 MATERIAIS E MÉTODOS ......................................................................................................... 52

3.1 Material Utilizado e Amostragem ......................................................................................... 52

3.2 Metodologia .......................................................................................................................... 54

3.3 Previsão das taxas críticas VC-P e VC-B .................................................................................. 55

3.4 Ensaio de Dilatometria .......................................................................................................... 56

4 RESULTADOS E DISCUSSÃO .................................................................................................. 59

4.1 Previsão da taxa crítica de transformação perlítica ............................................................... 59

4.2 Ensaio dilatométrico .............................................................................................................. 60

5 CONCLUSÃO .............................................................................................................................. 66

6 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ........................................................................ 67

REFERÊNCIAS .................................................................................................................................... 67

17

1 INTRODUÇÃO

O setor siderúrgico é caracterizado pela elevada competividade, o que exige melhoria contínua

da qualidade dos produtos e alta produtividade, levando a baixos custos de produção. Este mercado

exige das empresas uma evolução constante dos processos de fabricação do aço.

A laminação é um processo de conformação de materiais metálicos, muito utilizado na

indústria siderúrgica. A qualidade do produto laminado está intimamente ligada à qualidade dos

cilindros, peças que entram em contato com o material e provocam sua deformação.

Este aumento da qualidade dos produtos juntamente com a produtividade dos laminadores

está atrelado às características do cilindro de laminação. Em outras palavras, espera-se que um

cilindro em serviço suporte a deterioração de sua superfície, como trincas por fadiga térmica, trincas

por fadiga de contato, oxidação e espera-se também que o cilindro suporte outras ocorrências atípicas

como lascamento e fratura catastrófica.

As propriedades mecânicas do cilindro são obtidas em parte por tratamentos térmicos

adequados, o que torna esta etapa do processo de fabricação, de crucial importância, pois influencia

diretamente o desempenho dos cilindros.

O fundamento científico dos tratamentos térmicos dos materiais é baseado em Metalurgia

Física, importante ramo inserido no campo de estudos da Ciência e Engenharia de Materiais. Dentro

deste segmento, as transformações de fase são compreendidas por meio da determinação de

parâmetros cinéticos e termodinâmicos e permitem entender os fenômenos que ocorrem em

tratamentos térmicos industriais e correlacionar com a microestrutura final.

Dentre as várias técnicas experimentais utilizadas para a determinação destes parâmetros

cinéticos e termodinâmicos, destaca-se a dilatometria. A partir desta técnica obtêm-se as temperaturas

de transformação de fase em função das curvas de resfriamento, possibilitando inúmeras vantagens

aos engenheiros de materiais, como por exemplo:

i) Verificar possibilidade de desenvolvimento de novas microestruturas;

ii) Possibilidade de otimizar os patamares de tratamentos térmicos atuais;

iii) Inferir a influência dos elementos de liga sobre as transformações de fase e, com isto,

poder desenvolver de novas composições químicas.

O FFBM (Ferro Fundido Branco Multicomponente), material comumente utilizado na

produção de cilindros de laminação, é pouco estudado pela comunidade cientifica, com exceção da

equipe capitaneada pelo Prof. Dr. Matsubara na Kurume National College of Technology, Tókio,

cujos estudos irão compor a revisão bibliográfica neste trabalho. A Figura 1 a seguir são exemplos de

curvas TRC de Ferro Fundido Branco frequentemente estudados: com alto teor de carbono

18

(aproximadamente 4%) com um ou dois elementos de liga formador de carboneto (geralmente cromo

ou molibdênio).

Figura 1. Diagramas TRC típicos de Ferro Fundido Branco.

a) Fe-4,1%C-15,1%Cr, b) Fe-3,9%C-17,5%Cr-2,5%Mo e c) Fe-3,9%C-23,4%Cr-2,9%Mo.

Fonte: (GEORGE, 1991)

1.1 Objetivo e justificativa

Tendo em vista que esta liga vem sendo muito aplicada na produção de cilindros de trabalho

para laminador de tiras a quente, é razoável realizar um estudo aprofundado sobre as transformações

de fase do FFBM, a começar pela curva TRC (Transformação em Resfriamento Contínuo).

Portanto, o objetivo deste trabalho é:

Estudo estatístico para previsão das taxas críticas de formação da perlita e bainita no

FFBM Fe-2C-6Cr-2Mo-4V-2W, utilizando-se como base os resultados obtidos por Matsubara

e sua equipe sobre a influência dos elementos de liga do FFBM.

Construção do diagrama TRC para o FFBM Fe-2C-6Cr-2Mo-4V-2W, por meio de

ensaios dilatométricos, incluindo análise por microscopia óptica, microscopia eletrônica por

varredura e midrodureza Vickers.

a) b) c)

19

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

2.1 Aplicação da liga

Os cilindros de LTQ (Laminador de Tiras a Quente) são ferramentas de conformação de

produtos metálicos planos, como chapas de aço para indústria automobilística e linha branca. A

Figura 2 a seguir mostra uma configuração esquemática da linha de produção de tiras de um LTQ

Figura 2. Layout de um LTQ convencional.

Fonte: (ZIEHENBERGER, 2007)

Nos últimos anos, com o expressivo desenvolvimento de cilindros de laminação, culminou-se

na aplicação de uma liga do tipo Fe-C-X, onde X nada mais é do que um grupo de elementos de liga

formadores de carboneto, como vanádio, cromo, nióbio, molibdênio e tungstênio. (HASHIMOTO,

KUBO, SASAGURI, & MATSUBARA, 2004)

A força motriz para o desenvolvimento dos cilindros é devido à intensa ação de degradação

da superfície devido o contato direto com o produto laminado, caracterizado pela ação simultânea de

vários modos de desgaste, como abrasão, oxidação, adesão e fadiga térmica. Sabe-se que há certa

preferência do tipo de desgaste de acordo com a posição da cadeira no laminador. Nas cadeiras F1 à

F3 onde há uma temperatura mais elevada de trabalho, prevalecem-se fenômenos do tipo fadiga

térmica e oxidação. Já nas cadeiras F6 e F7 ocorre mais fortemente abrasão e adesão. Nas cadeiras

intermediárias, ocorre ação simultânea destes modos de desgaste de forma mais equitativa.

(BOCCALINI, SINATORA, & MATSUBARA, 2000)(SILVA, 2003) Estes danos são progressivos,

exigem com que os cilindros sejam constantemente retificados para remoção por usinagem da camada

superficial deterioradae também para que se previnam quebras catastróficas no laminador.

A Tabela 1 a seguir, mostra uma breve descrição dessa recente história de desenvolvimento

de cilindros para as primeiras cadeiras do trem acabador de tiras a quente (este, via de regra, é

constituído de seis ou sete cadeiras do tipo quádruo).

Cadeira de

Desbaste Cadeira de Acabamento Bobinadeira

F1 F2 F3 F4 F5 F6 F7

Tesoura e

Removedor

de Carepa

20 Tabela 1. Evolução dos materiais utilizados como material de casca em cilindros de trabalho nas primeiras cadeiras do

trem acabador de LTQ

Período Liga Composição Microestrutura

1950 a

1980

Ferro Fundido

Mesclado

3%p < C < 3,4%p

Cr < 2%p

Mo < 1%p

4%p < Ni < 5%p

Matriz com martensita e

austenita retida

+

Carbonetos eutéticos M3C

+

Grafita em grumo

1950 a

1980 Adamite

C = 0,7%p

Cr < 2%p

Mo < 1%p

1,2%p < Ni < 1,5%p

Martensita Revenida

1980 até

hoje em

dia

Ferro Fundido

Branco

de Alto Cromo

2%p < C < 3%p

10%p < Cr < 18%p

1%p < Mo < 3%p

1%p < Ni < 2%p

Matriz de martensita revenida

+

Carboneto eutético M7C3

1980 até

hoje em

dia

Ferro Fundido

Branco

Multicomponente

1,5%p < C < 2,5%p

4%p < Cr < 7%p

4%p < V < 8%p

Mo < 5%p

W < 5%p

Matriz de martensita revenida

+

Carboneto eutético M7C3, M2C

e MC

Fonte: (SILVA, 2003)

Portanto, a qualidade das tiras (como rugosidade e dimensional) está intimamente relacionada

com o perfil do cilindro e a qualidade da sua superfície de trabalho. Estas características do cilindro

devem ser as mais próximas o possível dos valores iniciais por um longo período de tempo de serviço

ininterrupto para manter a produtividade do laminador. Há também outros fatores independentes ao

cilindro que afetam a qualidade das tiras, como estabilidade do laminador, sistema de refrigeração,

manutenção preventiva e lubrificação. (SILVA, 2003)

Para que o cilindro de trabalho seja capaz de suportar as cargas do trem acabador do laminador

de tiras a quente, este é muitas vezes produzido com dois materiais com propriedades distintas. O

núcleo do cilindro é feito em material com maior tenacidade à fratura em relação à casca, como o

Ferro Fundido Nodular. A casca é feita em Ferro Fundido Branco Multicomponente de elevada dureza

21

a quente e resistência ao desgaste do contato com o produto laminado. (GINZBURG, 1994) A Figura

3 a seguir é uma representação esquemática de um cilindro bimetálico.

Figura 3. Principais componentes de um cilindro de trabalho de LTQ

Fonte: Adaptado (ZIEHENBERGER & WINDHAGER, 2006)

2.2 O Ferro Fundido Branco Multicomponente

O Ferro Fundido Branco Multicomponente (ou Multiligado) é designado neste trabalho como

FFBM. Trata-se de uma liga recentemente desenvolvida para aplicações onde se exige a manutenção

de alta dureza em elevadas temperaturas além da elevada resistência ao desgaste. Para obter estas

propriedades, o material contém uma grande variedade de elementos de liga formadores de

carbonetos, tais como cromo, vanádio, molibdênio e tungstênio. Como consequência tem-se um

material complexo com uma microestrutura contendo vários carbonetos de alta dureza e matriz com

grande quantidade de carbonetos secundários precipitados por solução sólida. (SILVA, 2003)

Comercialmente, esta liga é frequentemente chamada de Aço Rápido (HSS), pois foi

desenvolvida a partir da composição química dos aços rápidos empregados na fabricação de

ferramentas de corte e de usinagem, como os aços AISI M2. Entretanto a terminologia metalúrgica

mais adequada é Ferro Fundido Branco Multicomponente (FFBM) como vem sendo abordada, devido

ao seu elevado teor de carbono na forma combinada e devido à ausência de grafita.

A Figura 4 é uma micrografia típica da microestrutura do material temperado e revenido, a

qual consiste basicamente em uma matriz com precipitação de carbonetos secundários e carbonetos

eutéticos em células eutéticas em regiões interdentríticas.

Núcleo

Pescoço de

Acionamento

Pescoço de

Operação

Mesa de

Trabalho

500 µm

Interface

Casca Ferro Fundido

Branco

Multicomponente

Ferro Fundido

Nodular

22 Figura 4. Micrografia típica da microestrutura do FFBM temperado e revenido, 200x; MC: Carboneto rico em Vanádio,

M2C: Carboneto rico em Molibdênio e M7C3: Carboneto rico em Cromo

Fonte: O autor.

2.2.1 Elaboração química

O efeito dos elementos químicos na transformação da austenita tem sido bastante estudado ao

longo de décadas, existindo uma vasta literatura a respeito. No entanto, na maioria das vezes, as

condições dos estudos são específicas, não aplicáveis diretamente ao caso do FFBM.

A elaboração da composição química do FFBM tem como um dos principais propósitos o

aumento da resistência à abrasão, inclusive em elevadas temperaturas, por meio da nucleação de

carbonetos eutéticos, sendo também a matriz endurecida por precipitação secundária de carbonetos

devido a tratamentos térmicos específicos. (HASHIMOTO, KUBO, SASAGURI, & MATSUBARA,

2004)

Portanto, a elaboração da composição química é realizada levando-se em consideração dois

fatores: i) Estrutura de solidificação, ou seja, o tipo e morfologia de carboneto nucleado na

solidificação e ii) A matriz obtida após a transformação resultante do tratamento térmico.

A adição de cromo, por exemplo, é básica para qualquer ferro fundido branco ligado,

justamente por ser responsável pelo aumento do endurecimento pois retarda as transformações

perlíticas e bainíticas, facilitando a obtenção de uma estrutura martensítica em processos industriais.

O carboneto eutético M7C3, o qual é rico em cromo, contribui significativamente para a boa

resistência ao desgaste abrasivo que o material possui.

O limite de adição de cromo no FFBM está em função da necessidade de se priorizar a

precipitação de outros tipos de carbonetos com dureza muito maior.

23

Elementos de liga como molibdênio e tungstênio agem de forma semelhante e são fortes

elementos de liga formadores de carboneto, os quais possuem dureza maior que o M7C3. Nesta liga,

ambos são responsáveis pela formação de carbonetos do tipo M2C (RAYNOR & RIVLIN, 1988).

Além de formadores de carbonetos, o molibdênio e tungstênio têm a capacidade de se dissolver em

solução sólida, o que aumenta a capacidade de endurecimento da matriz. Um terceiro ponto a se

destacar, é a capacidade de ambos promoverem o endurecimento por precipitação secundária de

carbonetos na matriz através da têmpera.

Sabe-se também que o molibdênio e tungstênio podem ser empregados para redução da fração

dos carbonetos MC maiores que 5 µm. A equação 1 a seguir mostra o valor de Tungstênio Equivalente

(Weq) para efeito de refino onde, quanto maior for Weq maior será o refino (Figura 5), mas este valor

não deve passar de aproximadamente 20% em massa pois a quantidade de carbonetos ricos em Mo/W

também aumentará, gerando segregação destes carbonetos nos contornos do grãos (VILLARES

METALS, 2009).

Weq% = W% + 2*Mo% (1)

Figura 5. Refino de carboneto do tipo MC em função do teor de tungstênio equivalente em um

HSS 1C-4Cr-7Mo-4W-3V.

Fonte: Adaptado de (VILLARES METALS, 2009)

O vanádio é um elemento de liga de alto potencial para formar carbonetos do tipo MC ou

M4C3, os quais possuem dureza maior que os carbonetos do tipo M2C e M6C (RAYNOR & RIVLIN,

1988). Quando o material sofre processo de têmpera, o vanádio auxilia no endurecimento da matriz

pela precipitação secundária de carbonetos. Referente à dureza e à morfologia dos carbonetos, o

vanádio é o elemento de liga mais benéfico no FFBM, entretanto o seu teor também deve ser limitado

devido à excessiva segregação de MC nos contornos.

0

0,5

1

1,5

2

2,5

3

14 16 18 20 22

Fra

ção

de

vo

lum

e d

e M

C

ma

iore

s q

ue

5 µ

m

Weq (W+2*Mo) %m

24

Durante a solidificação do FFBM, o carbono primeiro combina-se com fortes elementos de

liga formadores de carbonetos e em seguida o carbono restante dissolve-se na matriz de ferro. Um

parâmetro importante a ser considerado é o chamado balanço do carbono (Cbal), que é definido pela

equação 2, e consiste basicamente em um parâmetro para expressar o teor de carbono dissolvido na

matriz de ferro (STEVEN, NEHRENBERG, & PHILIP, 1964):

Cbal% = C% - Cestec% (2)

onde, C% é o teor de carbono da elaboração química do ferro fundido e Cestec% significa a

quantidade estequiométrica de carbono, ou seja, o teor de carbono combinado com todos os elementos

formadores de carbonetos eutéticos no FFBM. Para determinação do Cestec, pode-se utilizar a equação

3 (STEVEN, NEHRENBERG, & PHILIP, 1964):

Cestec% = 0,060Cr% + 0,063Mo% + 0,033W% + 0,235V% (3)

Neste caso, considerou-se que o carbono é responsável pela formação dos carbonetos do tipo

M23C6 (combinando-se com cromo), M2C (combinando-se com molibidênio ou tungstênio) e MC

(combinando-se com vanádio). Entretanto, caso haja a formação de grande quantidade de carbonetos

do tipo M7C3 (carbono combinado com cromo), a equação que define o carbono estequiométrico do

FFBM deve ser modificado. Assim tem-se a equação 4:

Cestec% = 0,099Cr% + 0,063Mo% + 0,033W% + 0,235V% (4)

Como Cbal% determina o teor de carbono no estado de equilíbrio dissolvido na matriz, este

parâmetro é importante para a transformação de matriz no ferro fundido. Um valor positivo de Cbal%

significa que o carbono adicional permanece na matriz de ferro num estado de equilíbrio, e um valor

negativo significa que a matriz carece de carbono. Como a composição do FFBM é de cerca de 5%

para cada elemento como Cr, Mo, W e V, e 2% de C, o valor de Cbal% é próximo de 0% (STEVEN,

NEHRENBERG, & PHILIP, 1964).

2.2.2 Estrutura de solidificação

A microestrutura bruta de fusão de um ferro fundido branco multicomponente consiste

basicamente de carbonetos eutéticos nucleados a partir do líquido e carbonetos secundários

precipitados na matriz. (WU, SASAGURI, MATSUBARA, & HASHIMOTO, 1996)

25

A variedade de elementos de liga reflete na diversificação dos tipos de carbonetos eutéticos.

Carbonetos do tipo MC (ricos em vanádio) podem ser classificados da seguinte maneira: Tipo

“pétalas”, “nodular” e tipo “coral”, mostrados na Figura 6 a seguir:

Figura 6. Estrutura dos carbonetos do tipo MC. a) Tipo Pétala, b) Tipo Nodular e c) Tipo Coral

Fonte: (HASHIMOTO, KUBO, SASAGURI, & MATSUBARA, 2004)

Os carbonetos MC do tipo pétala ocorrem em ferros fundidos de baixo carbono quando a

cristalização das dentritas de austenita precede a forma eutética (γ + MC). Já os carbonetos do tipo

nodular precipitam em ferros fundidos de alto teor de carbono. Carbonetos da morfologia coral

consistem em cristais de MC primários no centro e carbonetos eutéticos MC crescendo em direções

radiais do primário. Este último precipita em ferros contendo grande quantidade de vanádio em sua

composição e podem coexistir com o carboneto M7C3 (de alto teor de cromo) ou com pequena

quantidade de carboneto M2C (de alto teor de molibdênio ou tungstênio), dependendo do teor de

carbono do ferro. A dureza do carboneto de MC é de aproximadamente 2800HV e este carboneto

pode ser muito eficaz para a resistência ao desgaste dos ferros fundidos. Além disso, a morfologia

nodular dos carbonetos MC pode também melhorar a ductilidade do ferro fundido devido ao menor

efeito de entalhe. No entanto os nódulos de carboneto MC podem deteriorar-se e passar para uma

morfologia do tipo chunky ou em flocos quando há alterações da composição química do ferro.

Pode-se ter também no ferro fundido branco multicomponente carboneto do tipo M2C, os

quais são carbonetos ricos em molibdênio e vanádio. Dependendo da composição química do ferro,

a morfologia pode ser tanto lamelar fina ou grossa quanto do tipo placa, como mostra a Figura 7 a

seguir:

a) b) c)

26

Figura 7. Estrutura dos carbonetos do tipo M2C. a) Tipo Lamelar e b) Tipo Placa


Segundo Karagoz et al., o carboneto M2C pode se transformar em carboneto M6C por

aquecimento (KARAGOZ, RIEDL, GREGG, & FISCHMEISTER, 1983). Consta-se também que os

carbonetos lamelares eutéticos nucleiam-se no último estágio de solidificação.

O carboneto M2C em forma de placa é constituído por placas grandes e espessas. Este tipo de

carboneto pode ser obtido no ferro fundido quando este apresenta altos valores de Weq. Nos ferros

fundidos com maior teor de carbono, a existência de placas de carboneto M2C está associada com a

presença de carbonetos M7C3, como mostrado na Figura 8 a seguir:

Figura 8. Estrutura dos carbonetos do tipo M7C3


Os carbonetos do tipo M7C3 são carbonetos de cromo muito presente em ferros fundidos

brancos multicomponentes, cuja morfologia mais comum é a ledeburítica e é coexistente com

carbonetos MC e carbonetos M2C (Figura 8).

A matriz bruta de solidificação dessa liga consiste em bainita, martensita e austenita retida

(γR). O volume da fração de austenita retida (Vγ) varia de 5 a 50 % dependendo do teor de carbono

do ferro. Entretanto, a austenita retida pode se transformar em fases martensíticas (fresh martensite)

com tratamentos térmicos apropriados, como revenimento (WU, SASAGURI, MATSUBARA, &

HASHIMOTO, 1996).

27

2.2.3 Transformações de fase no estado sólido

Os elementos de liga formadores de carboneto, quando bem distribuídos na matriz, em solução

sólida, têm efeitos importantes na transformação de fase. A resistência ao desgaste e as propriedades

mecânicas do ferro fundido branco multicomponente são afetados não só pelo tipo e morfologia de

carboneto eutético, mas também pela estrutura de matriz a qual é obtido em função do tratamento

térmico. Matsubara et al. estudou os possíveis tratamentos térmicos do ferro fundido

multicomponente, cuja composição química é 5% de cada elemento, Cr, Mo, W, e 2% de Co e C, a

fim de obter as propriedades desejadas e para esclarecer o comportamento da transformação da matriz

(MATSUBARA, SASAGURI, YOKOMIZO, & H.Q., 1999).

Independente do teor de carbono e da temperatura de austenitização, Matsubara constatou que

as transformações perlíticas e bainíticas são separadas em parte superior e em parte inferior. As

temperaturas do cotovelo das transformações, tanto a perlítica quanto bainítica, variam entre 647 a

707 °C e 297 a 337 °C para ferro de baixo carbono (2% em massa) respectivamente.

No que diz respeito ao tempo de transformação, o ferro fundido branco multicomponente de

baixo teor de carbono mostra uma grande variação em função dos teores dos elementos de liga

formadores de carboneto.

Quando a temperatura de austenitização Tγ é acrescida em 100°C, as duas transformações

(bainítica e perlítica) são atrasadas. Além disso, há o indicativo de que a transformação da perlita

torna-se mais difícil de ocorrer no ferro de baixo carbono.

Entende-se que a transformação direta a partir de austenita para bainita ocorre em uma

pequena faixa de taxa de resfriamento e, normalmente ocorre, tanto as transformações da martensita

quanto da bainita. Portanto, a estrutura de matriz será uma coexistência de martensita e bainita. Isto

é importante para nortear o tratamento térmico do ferro fundido branco multicomponente com teor

de carbono de 2% que é aplicado em cilindros de laminação.

Uma vez que o carbono e os outros elementos de liga dissolvem-se mais na matriz devido ao

aumento da solubilidade quando há um aumento da Tγ, tanto a transformação da perlita quanto a

transformação da bainítica são retardadas. Espera-se que este comportamento possa ser confirmado

por meio de uma análise em MEV da matriz temperada a partir da Tγ, onde a quantidade de carboneto

não dissolvido tende a ser menor na matriz temperada de 1100 °C de austenitização do que a

temperada de 1000 ºC de austenitização.

Levando em consideração que a fração não dissolvida de carbonetos que poderá atuar como

locais de nucleação nas transformações de fase, pode-se inferir que matrizes austenitizadas em altas

temperaturas terão dificulta a transformação.

28

A temperatura para a transformação de início da martensita (Mi) aparece, mas pode não

aparecer a temperatura de fim de transformação da martensita (Mf) neste tipo de ferro fundido. A

temperatura Mi aumenta com a diminuição da taxa de resfriamento para valores menores que VC-B, e

a Mi tende a diminuir gradualmente à medida que a transformação bainitica aumenta.

Em uma austenitização 1000 °C, a temperatura Mi é maior em ferro de baixo carbono e menor

em ferro de alto carbono. A razão do aumento da temperatura Mi pode ser explicado pelo fato de que

a concentração de elementos de liga na matriz diminui devido a um aumento na precipitação de

carbonetos, conforme a velocidade de resfriamento diminui. A diminuição da Mi ocorre devido ao

enriquecimento de carbono na austenita e resulta na estabilização da austenita devido transformação

bainítica. Sabe-se também que a temperatura Mi do ferro fundido branco de multicomponente é

uniformemente reduzida com o aumento do teor de carbono do ferro (YOKOMIZO, SASAGURI,

NANJO, & MATSUBARA, 2002).

2.3 O Diagrama de Transformação de Fases

Os metalurgistas Bain e Davenport (1930) da United States of Corporation Research

Laboratory destacaram-se pelo pioneirismo no estudo de diagrama conhecidos como TTT (Time-

Temperature-Transformation) para o estudo da decomposição da austenita em várias temperaturas e

composições químicas distintas. (CASARIN, S. J., 1996)

Os diagramas TTT são uma boa orientação quanto à capacidade de endurecimento do material,

entretanto os pontos de transformação são obtidos isotermicamente, e desta forma, foge à realidade

das condições de resfriamento dos materiais em inúmeras situações.

Em contrapartida há diagramas mais representativos da realidade: os diagramas TRC

(Transformação em Resfriamento Contínuo). Desenvolvido na década de 70, trata-se de um método

alternativo de sistema de curvas de resfriamento para avaliação de ligas quando são resfriadas de

modo contínuo a partir da temperatura de austenitização. A Como principais pontos do diagrama

TRC, têm-se as regiões de transformação perlítica e bainítica, delimitadas pelas curvas P e B

indicadas na Erro! Autoreferência de indicador não válida.. Há também as taxas críticas de

transformação de fase: VC-P e VC-B, taxas as quais delimitam a velocidade mínima de resfriamento

para formação perlita e bainita respectivamente. A Mi é a temperatura onde se inicia transformação

martensítica e em alguns casos, há a presença da Mf indicando a temperatura a qual acaba a

transformação.

29

Figura 9 é uma representação gráfica contendo os principais componentes de um digrama

TRC.

Como principais pontos do diagrama TRC, têm-se as regiões de transformação perlítica e

bainítica, delimitadas pelas curvas P e B indicadas na Erro! Autoreferência de indicador não

válida.. Há também as taxas críticas de transformação de fase: VC-P e VC-B, taxas as quais delimitam

a velocidade mínima de resfriamento para formação perlita e bainita respectivamente. A Mi é a

temperatura onde se inicia transformação martensítica e em alguns casos, há a presença da Mf

indicando a temperatura a qual acaba a transformação.

Figura 9. Esquema de determinação das taxas críticas de transformação de fase na curva TRC

Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, & MATSUBARA, 2000)

A obtenção destes diagramas ocorre pelo registro dos pontos de transformação de fase (Ponto

Crítico) em várias taxas de resfriamento. Estes pontos de início de transformação são detectados por

dilatometria, permeabilidade magnética ou elétrica, e então plotados em um diagrama de temperatura

de resfriamento versus o logaritmo do tempo.

No caso da obtenção do diagrama por dilatometria, o princípio se baseia no fato de que o ferro

γ (CFC) transforma-se em ferro α (CCC), em temperatura que depende da composição química. Esta

transformação de fase origina uma dilatação que é monitorada em tempo real por meio da mudança

dimensional no comprimento de um corpo-de-prova cilíndrico de dimensões padronizadas. Este

comportamento pode ser visto na curva de dilatação em função da temperatura e do tempo (Figura

10).

101 102 103 104 105

1200

1000

800

600

400

200

Tempo [s]

Tem

pera

tura

[ C

]

P

B

Mi

VC-PVC-B

Tγ

perlita

bainita

martensita

30 Figura 10. Curvas de dilatação obtidas por dilatometria. (a) dilatação em função temperatura e (b) em função do tempo.

Fonte: (ANDES, CABALLERO, CAPDEVILA, & ALVAREZ, 2002)

Dependendo da taxa de resfriamento, a austenita pode se transformar em uma ou mais fases

diferentes além da formação de precipitados como carbonetos. Em cada ciclo térmico obtêm-se os

tempos e temperaturas de início de transformação de cada fase, as são registradas formando o

diagrama TRC e são confirmadas a partir de transformações isotérmicas e/ou ensaios metalográficos.

A obtenção da curva TRC do FFBM permite uma melhor compreensão de como a morfologia

da microestrutura da matriz varia em função das taxas de resfriamento após a austenitização.

2.3.1 Construção do diagrama TRC

Para determinar as temperaturas em que ocorrem as mudanças microestruturais, o simulador

Gleeble® é capaz de identificar as temperaturas onde ocorrem as mudanças microestruturais, com

auxílio dos dados de dilatometria obtidos durante os ensaios. Portanto, pode-se determinar o início e

fim das transformações de dois modos:

Método da derivada: O software calcula a 2ª derivada da curva de dilatação vs. temperatura e

os pontos onde ocorre inflexão na curva da derivada são os pontos onde ocorrem as mudanças

microestruturais. Uma amostra de análise pelo método da derivada é apresentada na Figura 11.

Figura 11. Método da derivada para determinação de temperaturas de transformação.

Fonte: O Autor

0 200 400 600 800 10000,02

0,04

0,06

0,08

0,10

0,12

0,14

0,16

Inicio de

Transformação

Fim de

Transformação

Método da Derivada - GG06025 - 2°C/s

Dila

tação (

mm

)

Temperatura (°C)

a) b)

31

Método da tangente: Em determinados ensaios não é possível ser realizada a análise pelo

método da derivada principalmente devido a ruídos, passa-se, então, a utilizar o método da tangente.

Para a análise neste método marca-se um ponto na curva de dilatação vs. temperatura, próximo ao

ponto onde esteja ocorrendo a transformação e cria-se uma reta tangente a este ponto, a mudança

microestrutural estará iniciando/terminando quando a reta tangente coincidir com os valores da curva

de dilatação vs. temperatura. A análise é apresentada na Figura 12.

Figura 12. Método da tangente para determinação de temperaturas de transformação

Fonte: O Autor

2.4 Estudo do diagrama TRC em FFBM

Para determinação da influência da composição química nas taxas críticas de resfriamento

para as transformações de fase, Matsubara et al. Estudaram, por meio de ensaios dilatométricos,

diversas ligas de FFBM, com composição base de 2% em massa de carbono e cobalto, 5% em massa

de cromo, molibdênio, vanádio e tungstênio, sendo que cada elemento de liga a ser analisado foi

variado em uma determinada faixa especificada. A Tabela 1Tabela 2 a seguir mostra a composição

química das amostras deste estudo e a respectiva referência na qual foi publicada.

680 720 760 800 840 880 920

0.07

0.08

0.09

0.10

0.11

Início e fim de transformação

Método da Derivada (GG03048)

Dila

tôm

etr

o (

mm

)

Temperatura (°C)

32

Tabela 2. Composição química das amostras dos estudos de Matsubara et al.

e a respectiva referência na qual foi publicada

Liga C Cr Mo W V Co Mn Ni Referência

1 1,70 5,41 5,13 5,15 5,02 1,98 - -

Continuous cooling transformation behavior of

mult-component white cast iron with different

carbon content.

2 1,95 5,33 5,09 5,16 4,89 1,97 - -

3 2,28 4,99 5,29 4,86 4,94 2,01 - -

4 2,54 5,39 5,08 5,14 4,92 1,94 - -

5 2,81 5,27 5,00 5,17 5,08 1,92 - -

6 3,34 5,2 5,05 5,16 5,18 1,93 - -

7 1,96 4,89 5,19 5,04 2,84 1,97 - -

Influence of vanadium content on continuous

cooling transformation behavior of multi-

component white cast iron.

8 2,02 5,11 5,01 5,19 3,70 2,05 - -

9 2,01 4,95 4,95 5,06 5,03 2,11 - -

10 2,06 5,36 4,82 5,16 6,78 2,20 - -

11 1,98 5,08 4,85 5,18 8,73 2,18 - -

12 1,93 1,07 5,02 4,97 5,02 1,99 - -

Relationship between continuous cooling

transformation behavior and chromium content of

multi-component white cast iron.

13 1,97 2,99 5,00 4,96 4,93 2,00 - -

14 1,95 5,33 5,09 5,16 4,89 1,97 - -

15 1,93 6,74 5,00 4,86 4,51 1,88 - -

16 2,05 9,02 5,32 4,99 5,28 2,00 - -

17 2,14 5,16 4,70 5,17 4,94 0,01 - -

Influence of Cobalt content on continuous cooling

transformation behavior of multi-component white

cast iron.

18 2,14 5,16 5,30 4,92 4,89 0,69 - -

19 2,15 5,22 5,24 4,91 4,99 0,98 - -

20 2,17 5,27 5,06 4,78 4,96 2,03 - -

21 2,11 5,15 4,73 5,12 4,86 3,04 - -

22 2,09 5,05 5,14 5,02 5,20 5,18 - -

23 2,10 5,17 4,48 4,67 4,71 9,88 - -

24 1,94 5,20 0,00 5,18 5,08 2,13 - -

Influence of molybdenum and Tungsten contents

on continuous cooling transformation behavior of


25 1,98 5,09 0,97 5,17 2,11 2,1 - -

26 1,95 5,06 3,19 5,24 2,17 2,12 - -

27 2,05 5,30 5,10 0,13 4,96 2,15 - -

28 1,91 4,97 5,09 1,32 5,08 2,17 - -

29 1,98 5,06 5,22 3,22 5,22 2,17 - -

30 2,07 4,97 0,87 1,05 5,01 1,99 - -

31 2,03 4,96 1,94 2,05 4,90 1,97 - -

32 2,05 5,08 3,97 4,12 4,96 2,00 - -

33 2,01 4,95 4,95 5,06 5,03 2,11 - -

34 1,98 4,91 5,81 6,44 5,17 2,00 - -

35 2,01 4,95 4,95 5,06 5,03 2,11 0,44 0,06

Influence of manganese and nickel content on

behavior of continuous cooling transformation of


36 1,99 5,04 5,06 5,15 4,96 1,99 0,87 0,03

37 1,90 5,08 5,08 5,14 4,92 2,02 2,02 0,03

38 2,00 5,02 4,98 5,07 4,90 2,03 0,55 1,00

39 1,97 5,05 5,01 5,07 4,98 2,01 0,48 1,96

Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002), (YOKOMIZO, SASAGURI,

NANJO, & MATSUBARA, 2005), (YOKOMIZO, SASAGURI, & MATSUBARA, 2000), (YOKOMIZO,

SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2010) e (OKOMIZO, Y., SASAGURI, N., YAMAMOTO, K., ERA, H., &

MATSUBARA, Y., 2010)

2.4.1 Carbono

Um parâmetro muito importante a ser levado em consideração no comportamento da curva

TRC dos FFBM é o teor de carbono resultante na matriz do material (Cbal%). As curvas TRC destas

33

ligas foram obtidas por ensaio de dilatometria e a Figura 13 a seguir mostra o comportamento de

transformação de fase das ligas 1, 3, 4 e 6 respectivamente (vide Tabela 2).

Figura 13. Diagramas TRC com diferentes teores de carbono. a) Liga 1, b) Liga 3, c) Liga 4 e d) Liga 6.

Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002)

Analisando-se os diagramas na Figura 13, nota-se que o cotovelo de transformação da fase

perlítica é deslocado para tempos mais curtos quando o teor de carbono aumenta. Por outro lado, o

cotovelo de transformação bainítica é deslocado para tempos mais longos quando há um acréscimo

de carbono de até 2,5% em massa, e a partir deste teor o tempo de transformação bainítica decai.

Como consequência, as taxas críticas de transformação de fase também variam conforme o teor de

carbono. Quanto à temperatura do cotovelo de início de transformação de fase, esta é invariante

quando se trata de teor de carbono. Este comportamento é melhor visualizado nas Figura 14 Figura

15.

34 Figura 14. Influência do teor de carbono e temperatura de austenitização na transformação perlítica (P) e bainítica (B).

a) Tempo do cotovelo da curva e b) Temperatura do cotovelo da curva


Figura 15. Influência do teor de carbono e temperatura de austenitização na taxa crítica de transformação

(Vc-p: transformação perlítica, Vc-b: transformação bainítica)


Os resultados do ensaio de dilatometria mostram também que o aumento da temperatura de

austenitização atrasa os tempos de ambas as transformações perlítica e bainítica. Além disso, a

temperatura Mi decai gradualmente quando se aumenta o teor de carbono para as duas temperaturas

de austenitização (1000°C e 1100°C) utilizadas no experimento. No caso de 1100°C, a Mi é de 30 a

60°C menor do que quando austenitizada a 1000ºC. Constatou-se também que a temperatura Mf

somente aparece em ligas de baixo teor de carbono. A Figura 16 ilustra este comportamento entre as

temperaturas Mi e Mf, temperatura de austenitização e teor de carbono.

35

Figura 16. Influência do teor de carbono e temperatura de austenitização nas temperaturas Mi e Mf


A Figura 17 a seguir é um método alternativo obtido por Matsubara para análise da curva TRC

em função do teor de carbono, mostrando também a microestrutura da matriz que se espera quando o

FFBM é resfriado a taxas constantes bem definidas.

Figura 17. Influência do teor de carbono e da taxa de resfriamento na microestrutura final.

a) Austenitizado a 1000 °C e b) Austenitizado a 1100 °C


A dureza da matriz também está relacionada com teor de carbono global menos o carbono na

forma combinada (Cbal%) e, portanto, infere diretamente na composição química da matriz no que

se refere a elementos de liga formadores de carboneto em solução sólida. As Figura 18 Figura 19 são

respectivamente a concentração de elementos de liga na matriz em função do teor de carbono e

máxima dureza e microestrutura de matriz em função do teor de carbono.

36

Figura 18. Relação entre a concentração de elementos de liga na matriz temperada após austenitização a 1100 °C em

função do teor de carbono da liga.


Figura 19. Influência do teor de carbono na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura da matriz de amostras

resfriadas continuamente.


2.4.2 Vanádio

Para investigar a influência do vanádio no comportamento da curva TRC do FFBM,

Matsubara realizou estudos em dilatometria com a mesma metodologia aplicada para determinação

da influência do teor de carbono. Entretanto o material utilizado contém 5% em massa de cromo,

molibdênio e tungstênio, 2% em massa de carbono e cobalto e de 3 a 9% em massa de vanádio em 5

ligas diferentes.

Os resultados dos ensaios dilatométricos das ligas contendo até 7% em massa de vanádio há

a presença de ambas as curvas de transformação de fase bainítica e perlítica no diagrama TRC. Já em

uma liga contendo 9% pode ser vista somente a transformação da precipitação da ferrita. A Figura 20

37

a seguir mostra o comportamento de transformação de fase em resfriamento contínuo das ligas 7, 8,

10 e 11 respectivamente (vide Tabela 2).

Figura 20. Diagramas TRC com diferentes teores de vanádio. a) Liga 7, b) Liga 8, c) Liga 10 e d) Liga 11.


A taxa crítica de transformação da microestrutura perlítica (Vc-p) diminui significativamente

para ligas contendo até 7% de vanádio, para ambas as temperaturas de austenitização. Já a taxa crítica

para a formação da bainita diminui para ligas contendo até 4% de vanádio apenas, ou seja, teores

acima de 4% requerem taxas maiores de resfriamento para formar a bainita, como mostra a Figura

21.

38

Figura 21. Influência do teor de vanádio e temperatura de austenitização na taxa crítica de transformação



A temperatura Mi não varia significativamente quando o teor de vanádio passa de 3 para 4%

em massa, mas acima deste valor a Mi aumenta gradativamente. A curva Mf aparece somente quando

a liga contém 5% de vanádio quando austenitizado a 1000°C e quando contém 7% quando

austenitizado a 1100°C respectivamente e aumentam conforme o teor de vanádio aumenta. Este

comportamento pode ser visto na Figura 22 a seguir:

Figura 22. Influência do teor de vanádio e temperatura de austenitização nas temperaturas Mi e Mf


A Figura 23, a seguir, apresenta um modo alternativo de se analisar a curva TRC em função

do teor de vanádio, bem como a microestrutura da matriz que se espera quando o FFBM é resfriado

a taxas constantes definidas.

39

Figura 23. Influência do teor de vanádio e da taxa de resfriamento na microestrutura final.



A dureza máxima da liga utilizada é obtida com teores de vanádio por volta de 5% em massa

em ambas as temperaturas de austenitização, teores maiores ou menores resultam na queda da dureza

máxima obtida. Este comportamento é melhor observado na Figura 24.

Figura 24. Influência do teor de vanádio na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura da matriz de amostras



2.4.3 Cromo

Outro parâmetro a ser analisado é o teor de cromo nos FFBM. Para isto, Matsubara elaborou

amostras cuja composição química é de 5% em massa de Mo, W e V, 2% em massa de C e Co e Cr

variando de 1 a 9% em massa. As temperaturas de austenitização são novamente 1000°C e 1100°C,

e os resultados obtidos pelo ensaio de dilatometria das ligas 12, 13, 15 e 16 respectivamente são

apresentados na Figura 25.

40

Figura 25. Diagramas TRC do FFBM com diferentes teores de cromo.

a) Liga 12, b) Liga 13, c) Liga 15 e d) Liga 16.


Para ligas contendo até 5% de cromo, a taxa crítica de resfriamento para formação da perlita

(Vc-p) pouco varia. Quando o teor é maior que 5%, Vc-p passa a decair gradualmente. Já a taxa de

resfriamento para formação da bainita (Vc-b) diminui conforme o teor de cromo aumenta. Este

comportamento de Vc-p e Vc-b são representados pela Figura 26.

41

Figura 26. Influência do teor de cromo e temperatura de austenitização na taxa crítica de transformação



Já a temperatura Mi decai conforme aumenta-se o teor de cromo até 5% e a partir deste ponto,

a Mi torna a aumentar de valor. A temperatura Mf somente aparece em ligas contendo mais de 5% em

massa de cromo e quando austenitizada a 1100°C (Figura 27).

Figura 27. Influência do teor de cromo e temperatura de austenitização nas temperaturas Mi e Mf


A Figura 28 é um modo alternativo de se analisar a curva TRC em função do teor de cromo,

mostrando a microestrutura da matriz resultante resfriamento a taxas constantes definidas.

42

Figura 28. Influência do teor de cromo e da taxa de resfriamento na microestrutura final.



Quanto à dureza máxima obtida por Matsubara, tem-se que esta decai gradualmente conforme

maior é o teor de cromo (Figura 29).

Figura 29. Influência do teor de cromo na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura da matriz de amostras



2.4.4 Cobalto

Matsubara também investigou o comportamento da TRC em FFBM variando-se o teor de

cobalto de 0 a 10%, em uma liga contendo 2,1% de carbono em massa e 5% de cromo, molibdênio,

tungstênio e vanádio cada, além da austenitização a 1000 e 1100°C. As curvas TRC das ligas 17, 20,

22 e 23 (vide Tabela 2) são exibidas na Figura 30 a seguir:

43

Figura 30. Diagramas TRC do FFBM com diferentes teores de cobalto.



A curva de transformação da bainita desloca-se para tempos menores conforme se adiciona

cobalto e, no caso da perlita, a curva sofre uma inflexão quando o teor é de 3%, retardando a

transformação perlítica nesta faixa. Independentemente do teor de cobalto, a temperatura de

austenitização pouco influencia na transformação perlítica, porém influencia fortemente na formação

da microestrutura bainita no sentido de, quanto maior a temperatura, mais tardia é a transformação

bainítica. Esta análise pode ser feita relacionando-se a taxa crítica de transformação de fase em função

do teor de cobalto, como mostra a Figura 31.

44

Figura 31. Influência do teor de cobalto e temperatura de austenitização na taxa crítica de transformação



Tem-se também que a curva de formação da martensita segue a mesma lógica que a formação

da perlita como mostra a Figura 32. A austenitização a 1100°C induz a uma formação da martensita

a temperaturas menores em comparação austenitização a 1000°C.

Figura 32. Influência do teor de cobalto e temperatura de austenitização nas temperaturas Ms e Mf


A Figura 33 a seguir é um modo alternativo de se analisar a curva TRC em função do teor de

cobalto, mostrando também a microestrutura da matriz que se espera quando o FFBM é resfriado a

taxas constantes.

45

Figura 33. Influência do teor de cobalto e da taxa de resfriamento na microestrutura final.



2.4.5 Molibdênio e Tungstênio

Sob mesma metodologia, Matsubara determinou a influência do molibdênio e do tungstênio

no comportamento da curva TRC. Sumariamente, o teor de molibdênio e de tungstênio varia de zero

a 6% em massa. A Figura 34 apresenta o diagrama TRC das ligas contendo 0%Mo-5%W, 5%Mo-

0%W e 5%Mo-5%W, respectivamente.

Nos diagramas do FFBM, as curvas de transformação da bainita e da perlita são bem

separadas, independentemente da temperatura de austenitização ou do teor de Mo e W. Um parâmetro

muito utilizado para análise da influência do molibdênio e do tungstênio é o Weq.

Pela Figura 35, temos que a temperatura do cotovelo da curva de transformação de fase

praticamente não se altera mesmo quando o valor de Weq varia de 2,8 à 18,1%. Já o tempo do cotovelo

da curva de transformação da perlita é deslocado para maiores valores conforme aumenta a

temperatura de austenitização e o teor de Weq. Quando se trata da transformação bainítica, o tempo

de transformação pouco se altera mesmo com grandes variações de Weq (Figura 35).

A temperatura Mi é 50 a 60°C menor quando a temperatura de austenitização aumenta de 1000

para 1100°C e é diretamente proporcional ao teor de tungstênio e molibdênio, ou Weq. Quanto à Mf,

esta só aparece quando o Weq é superior a 15% e austenitizado à 1100°C, como mostra a Figura 36.

46

Figura 34. Diagramas TRC do FFBM com diferentes teores de Molibdênio e Tungstênio.

a) Liga 24, b) Liga 27 e c) Liga 33.


Figura 35. Influência do teor de Molibdênio, Tungstênio e temperatura de austenitização na transformação perlítica (P)

e bainítica (B). a) Tempo do cotovelo da curva e b) Temperatura do cotovelo da curva


47

Figura 36. Influência do teor de Molibdênio, Tungstênio e temperatura de austenitização

nas temperaturas Mi e Mf


A Figura 37 mostra a microestrutura da matriz resultante de taxas de resfriamento contínuo

bem definido em função do parâmetro Weq.

Figura 37. Influência do teor de Weq e da taxa de resfriamento na microestrutura final.



A dureza obtida da transformação de fase no FFBM depende da microestrutura final. A dureza

máxima das amostras foi obtida com um resfriamento para a formação de uma matriz martensítica.

Pela Figura 38, vemos também que em uma austenitização de 1000°C, o aumento do Weq não altera

a dureza máxima obtida. Já quando a austenitização é de 1100°C, há maior solubilização dos

carbonetos e consequentemente os teores de W e Mo passam a inferir na dureza.

48 Figura 38. Influência do teor de Molibdênio e Tungstênio na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura da matriz

de amostras resfriadas continuamente.


2.4.6 Manganês e Níquel

Para investigar a influência dos elementos de liga manganês e níquel para faixas de

composição de até 2% em massa de cada elemento no comportamento da curva TRC do FFBM,

Matsubara e sua equipe realizaram estudos em dilatometria a uma temperatura de 1000°C e 1100ºC

de austenitização no material contendo valores fixos de 5% em massa de cromo, molibdênio, vanádio

e tungstênio, 2% em massa de carbono e cobalto em 5 ligas diferentes, conforme a Tabela 2.

Os resultados mostraram que, para ambos os elementos em análise, níquel e manganês, atuam

de forma deslocar os cotovelos da curva de transformação da perlita e bainita para tempos maiores,

independentemente da temperatura de austenitização. No caso da perlita, a transformação é tão tardia

que não é possível observar a sua formação a tempos usuais quando se adiciona teores de manganês

superior a 2% em massa ou quando o teor de níquel é maior do que 1% em massa. Este

comportamento pode ser visto pela Figura 39 onde é apresentado as curvas TRC das ligas de 35 a 38.

49

Figura 39. Diagramas TRC do FFBM com diferentes teores de Molibdênio e Tungstênio.


Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, YAMAMOTO, & MATSUBARA, 2010)

A influência tanto do elemento manganês quanto do elemento níquel nas temperaturas e

tempos do cotovelo da curva de transformação de fase bainitica e perlitica é representada pela Figura

40.

50

Figura 40. Influência do teor de Manganês, Níquel e temperatura de austenitização na transformação perlítica (P) e

bainítica (B). a) Tempo do cotovelo da curva em função do teor de Manganês e b) de Níquel. c) Temperatura do

cotovelo da curva em função do teor de Manganês e d) de Níquel


A curva de início de transformação martensítica Mi decai conforme o teor de manganês e

níquel aumenta, ou seja, a temperatura de início de transformação da martensita é menor com o

aumento do teor destes elementos, como pode-se constatar na Figura 41.

Figura 41. Influência do teor de Manganês, Níquel e temperatura de austenitização na temperatura Mi


51

Durezas da ordem de 660HV20 são fáceis de serem obtidas no FFBM contendo 2% ou mais

de manganês ou níquel, mesmo em taxas de resfriamento relativamente lentas. Isto porque as curvas

de transformação de fase da perlita e da bainita são deslocadas para maiores tempos quando o material

contém estes elementos de liga. A máxima dureza pode ser obtida com taxas de resfriamento

próximas à taxa crítica de formação da bainita e é inversamente proporcional aos teores de manganês

e níquel como mostra a Figura 42.

Figura 42. Influência do teor de Manganês e Níquel na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura da matriz de

amostras resfriadas continuamente.


A transformação microestrutural do FFBM em função da taxa de resfriamento, temperatura

de austenitização e do teor de cada elemento pode ser vista na Figura 43 a seguir:

52

Figura 43. Influência do teor de Manganês, Níquel e da taxa de resfriamento na microestrutura final.

a) Em função do teor de Manganês e austenitizado a 1000 °C e b) austenitizado a 1100 °C.

c) Em função do teor de Níquel e austenitizado a 1000 °C e d) austenitizado a 1100 °C


3 MATERIAIS E MÉTODOS

3.1 Material Utilizado e Amostragem

O material de estudo é o Ferro Fundido Branco Multicomponente (FFBM), adquirido da casca

de cilindros de trabalho destinados às primeiras cadeiras do trem acabador de um Laminador de Tiras

a Quente (LTQ). Na Tabela 3 é apresentada a faixa da composição química da corrida do material de

casca:

Tabela 3. Faixa de composição química da corrida do material FFBM e o valor real obtido.

Fonte: O Autor

Elementos C Cr Mo V W Co

%massa 2,0 6,0 2,0 4,0 2,0 0,0

53

As amostras utilizadas nos ensaios foram retiradas diretamente de um cilindro de laminação

a fim obter condição mais real do material em aplicação. Portanto, o primeiro ponto a ser destacado

na amostragem é que a retirada de amostras da casca do cilindro não deve comprometer o produto

final. Para isso o projeto inicial de fundição foi alterado e as amostras foram retiradas da borda da

mesa via usinagem, resultando em seguimentos de longitudinais de casca na forma de anéis conforme

mostra esquematicamente a Figura 44.

Figura 44. Posição de retirada de anéis de casca do cilindro de laminação para amostragem do FFBM

Fonte: O Autor

Para evitar a variação microestrutural resultante do gradiente de extração de calor pelo molde,

os tarugos foram retirados no sentido circunferencial, como mostra o croqui do anel seguimentado

para usinagem dos corpos-de-prova na Figura 45.

Figura 45. Seguimento de anel para usinagem de corpos-de-prova. a) Vista isométrica e b) Croqui de retirada dos

corpos de prova.

Fonte: O Autor

A Figura 46 é o desenho técnico do corpo-de-prova utilizado para ensaio dilatométrico

seguindo orientações pelo fornecedor do equipamento Glebble(R) 3500.

54

Figura 46. Desenho técnico do corpo-de-prova utilizado para ensaio dilatométrico

Fonte: O Autor

3.2 Metodologia

Antes da execução do ensaio de dilatometria para a construção do diagrama TRC do FFBM,

realizou-se um estudo sobre os resultados obtidos por Matsubara et al. seguido de uma análise

estatística para previsão das taxas críticas de formação das fases perlítica e bainítica. Esta informação

foi útil para orientar a execução do ensaio e será detalhada nos próximos tópicos.

As amostras foram retiradas da casca de um cilindro de laminação e em seguida foram

usinadas em corpos-de-prova para execução do ensaio seguindo orientação dimensional fornecida

pelo fornecedor do equipamento.

A etapa seguinte é a realização do ensaio de dilatometria, fornecendo as curvas dilatométricas

e os corpos-de-prova de FFBM, cuja microestrutura é referente à taxa de resfriamento empregada.

Após a análise das curvas dilatométricas e a caracterização dos corpos-de-prova, realizou-se

o tratamento dos dados e a construção do TRC.

A Figura 47 a seguir mostra o fluxograma da metodologia proposta neste trabalho.

Figura 47. Fluxograma da metodologia do trabalho

Fonte: O Autor

Retirada de amostra

de FFBM

Usinagem dos

Corpos-de-Prova

Ensaio de

Dilatometria

Caracterização dos Corpos-de-Prova e Análise das Curvas Dilatométricas

Estudo do TRC do

FFBM

Tratamento de Dados e Construção do Diagrama TRC

Modelamento

Elaboração do relatório de Trabalho de Conclusão de Curso

55

3.3 Previsão das taxas críticas VC-P e VC-B

Foi realizado também uma previsão das taxas críticas de formação da perlita e bainita, VC-P e

VC-B respectivamente, para o material de estudo. Esta informação foi importante para nortear os

limites de taxas de resfriamento empregados nos ensaios de dilatometria. Para tal, utilizou-se dos

resultados obtidos pelos estudos de Matsubara e sua equipe para realizar uma regressão da

composição química, como variável de entrada, para obter a taxa crítica como variável de saída

(Tabela 4), utilizando-se o software de análises estatísticas Minitab® 17.

Para incluir os elementos Mn e Ni na análise, considerou-se que os teores destes elementos

são residuais (0,044% e 0,06% respectivamente), exceto para os casos onde foram variados dentro de

uma determinada faixa de composição propositalmente.

56

Tabela 4. Composição química (variável de entrada) e taxa crítica de formação da perlita e bainita

(variáveis de saída) obtida pelos estudos de Matsubara et al.

C

[m%]

Cr

[m%]

Mo

[m%]

W

[m%]

V

[m%]

Co

[m%]

Mn

[m%]

Ni

[m%]

VC-P

[ºC/s]

VC-B

[ºC/s]

1,70 5,41 5,13 5,15 5,02 1,98 - - 0,09 1,02

1,95 5,33 5,09 5,16 4,89 1,97 - - 0,11 0,80

2,28 4,99 5,29 4,86 4,94 2,01 - - 0,17 0,43

2,54 5,39 5,08 5,14 4,92 1,94 - - 0,22 0,50

2,81 5,27 5,00 5,17 5,08 1,92 - - 0,40 0,78

3,34 5,20 5,05 5,16 5,18 1,93 - - 0,51 1,03

1,96 4,89 5,19 5,04 2,84 1,97 - - 0,62 0,62

2,02 5,11 5,01 5,19 3,70 2,05 - - 0,31 0,36

2,01 4,95 4,95 5,06 5,03 2,11 - - 0,13 0,70

2,06 5,36 4,82 5,16 6,78 2,20 - - 0,10 1,00

1,93 1,07 5,02 4,97 5,02 1,99 - - 0,19 3,20

1,97 2,99 5,00 4,96 4,93 2,00 - - 0,13 1,20

1,95 5,33 5,09 5,16 4,89 1,97 - - 0,12 0,80

1,93 6,74 5,00 4,86 4,51 1,88 - - 0,08 0,28

2,05 9,02 5,32 4,99 5,28 2,00 - - 0,05 0,12

2,14 5,16 4,70 5,17 4,94 0,01 - - 0,04 0,35

2,14 5,16 5,30 4,92 4,89 0,69 - - 0,12 0,52

2,15 5,22 5,24 4,91 4,99 0,98 - - 0,15 0,52

2,17 5,27 5,06 4,78 4,96 2,03 - - 0,15 0,60

2,11 5,15 4,73 5,12 4,86 3,04 - - 0,11 0,90

2,09 5,05 5,14 5,02 5,20 5,18 - - 0,33 1,70

2,10 5,17 4,48 4,67 4,71 9,88 - - 0,86 6,30

1,94 5,20 0,00 5,18 5,08 2,13 - - 0,31 0,40

1,98 5,09 0,97 5,17 2,11 2,10 - - 0,20 0,41

1,95 5,06 3,19 5,24 2,17 2,12 - - 0,14 0,39

2,05 5,30 5,10 0,13 4,96 2,15 - - 0,18 0,45

1,91 4,97 5,09 1,32 5,08 2,17 - - 0,14 0,43

1,98 5,06 5,22 3,22 5,22 2,17 - - 0,07 0,44

2,07 4,97 0,87 1,05 5,01 1,99 - - 0,71 0,69

2,03 4,96 1,94 2,05 4,90 1,97 - - 0,24 0,65

2,05 5,08 3,97 4,12 4,96 2,00 - - 0,12 0,63

2,01 4,95 4,95 5,06 5,03 2,11 - - 0,09 0,74

1,98 4,91 5,81 6,44 5,17 2,00 - - 0,07 0,69

2,01 4,95 4,95 5,06 5,03 2,11 0,44 0,06 0,16 0,74

1,99 5,04 5,06 5,15 4,96 1,99 0,87 0,03 0,03 0,28

1,90 5,08 5,08 5,14 4,92 2,02 2,02 0,03 - 0,06

2,00 5,02 4,98 5,07 4,90 2,03 0,55 1,00 - 0,17

1,97 5,05 5,01 5,07 4,98 2,01 0,48 1,96 - 0,06

Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002), (YOKOMIZO, SASAGURI,

NANJO, & MATSUBARA, 2005), (YOKOMIZO, SASAGURI, & MATSUBARA, 2000), (YOKOMIZO,

SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2010) e (OKOMIZO, Y., SASAGURI, N., YAMAMOTO, K., ERA, H., &

MATSUBARA, Y., 2010)

3.4 Ensaio de Dilatometria

Para a execução deste trabalho, utilizou-se o módulo de tração do simulador termomecânico

Gleeble® 3500 (Figura 48 Figura 49) da Usina Gerdau Aços Especiais, unidade Charqueadas. O

equipamento possui dois módulos:

57

• Módulo fixo – módulo base o qual acopla-se um dos outros módulos, de acordo com

o ensaio a ser realizado. Abriga os atuadores hidráulicos, pneumáticos e elétricos, e é controlado a

partir do painel de controle digital;

• Módulo de tração – módulo capaz de abrigar montagens e ferramentas voltadas para

testes que envolvem esforço de tração ou tratamentos térmicos;

Quanto ao sistema de aquecimento das amostras, o simulador Gleeble® trabalha com a

passagem de corrente elétrica no corpo-de-prova montado em garras de cobre, refrigeradas a água e

ligadas a uma fonte de alta potência, ou seja, o aquece por efeito Joule. O controle de temperatura

durante o ensaio é feito por computador, em malha fechada, por meio de um termopar soldado por

percussão na superfície do corpo-de-prova, no meio do seu comprimento. Qualquer variação de

volume da amostra durante o aquecimento e resfriamento é detectada pelo dilatômetro, que é um

extensômetro usado para medir pequenas variações no diâmetro do corpo-de-prova.

Figura 48. Simulador Termomecânico Gleeble® 3500

Fonte: O Autor

Figura 49. Montagem do corpo de prova no dilatômetro

Fonte: O Autor

58

Antes de cada ensaio, a câmara da máquina foi evacuada por uma bomba rotativa, até uma

pressão de cerca de 2 Torr, sendo depois preenchida por argônio para proteção do corpo-de-prova

contra oxidação e descarbonetação.

Para o levantamento da curva TRC, os corpos-de-prova foram aquecidos até 1060°C, a uma

taxa de 20°C/s, permanecendo nesta temperatura por 30 minutos, em seguida resfriou-se com uma

taxa de resfriamento constante até a temperatura ambiente, sendo cada ensaio a uma taxa de

resfriamento diferente. A Figura 50 a seguir é uma representação esquemática do ciclo de tratamento

térmico realizado no ensaio de dilatometria.

Figura 50. Representação do ciclo realizado no ensaio dilatométrico

Fonte: O Autor

Foram realizadas 9 taxas de resfriamento compreendidas entre 0,03ºC/s e 10,00ºC/s e para

cada ciclo realizou-se a análise de microestrutura e microdureza Vickers.

Para a análise da microestrutura, as amostras do ensaio foram cortadas e embutidas em

baquelite, e então submetidas a preparo mecânico convencional por lixamento nas granas #120, #220,

#320, #400 e #600. O polimento final foi obtido sequencialmente com suspensões abrasivas de

diamante de granulometrias médias de 6µm e 1µm. Em seguida as amostras passaram por ataques

metalográficos por imersão em Nital (5%), Vilella e Lepera a fim de investigar o melhor ataque para

revelar as diferentes fases.

O registro das características e dos constituintes microestruturais existentes foi realizado em

microscópio óptico [MO], modelo DMLM®, dotado de análise e aquisição de imagens automáticas,

1200

1000

800

600

400

200

Tem

per

atu

ra [ C

]

0

1060 C

30min

Tempo [h]

1010 2 3 4 5 6 7 8 9

59

ambos de fabricação LEICA®, e em microscópio eletrônico de varredura JEOL® JSM-6490LV

ambos instalados na Usina Gerdau Aços Especiais, unidade Pindamonhangaba.

A microdureza da matriz das amostras obtidas em diferentes taxas de resfriamento foi medida

pelo equipamento Microhardness Tester FM-700 da Future-Tech Corp.® com carga 100gf e tempo

de impressão de 10 segundos.

4 RESULTADOS E DISCUSSÃO

4.1 Previsão da taxa crítica de transformação perlítica

A partir da análise de regressão utilizando-se o aplicativo Minitab®17, obtêm-se as equações

5 e 6 de Taxa Crítica de Formação da Perlita e da Bainita respectivamente:

Ln VC-P (1000 °C x 1,8ks) = 1,51 + 1,31*C - 0,155*Cr - 0,207*Mo - 0,0823*W (5)

- 0,552*V + 0,229*Co - 3,65*Mn - 2,44*Ni

Ln VC-B (1000 °C x 1,8ks) = 0,660 + 0,466*C - 0,408*Cr + 0,297*Co (6)

- 1,41*Mn - 1,12*Ni

As Figura 51Figura 52, a seguir, mostram o gráfico de ajuste visual do modelo criado para

previsão das Taxas críticas de formação das fases.

Figura 51. Ajuste visual do modelo VC-P (1000 °C x 1,8ks).

6543210

7

6

5

4

3

2

1

0

V(C-P)(1273K x 1,8ks) Ajustado

V(C

-P)(

12

73

K x

1,8

ks)

Ajuste visual do modelo V(C-P)(1273K x 1,8ks)

60

Figura 52. Ajuste visual do modelo VC-B (1000 °C x 1,8ks).

Após o modelamento matemático das taxas críticas de formação da perlita e bainita do FFBM

em função da composição química e aplicando ao material de estudo, tem-se que: para a formação da

perlita é necessário taxas de resfriamento menores que 0,02°C/s e, para a formação da bainita, de

taxas inferiores a 0,1°C/s. Evidentemente que os resultados obtidos no ensaio de dilatometria neste

trabalho diferem das taxas previstas aqui, isto porque as condições de ensaio e as condições de

fundição da liga no trabalho realizado por Matsubara e sua equipe são diferentes. Entretanto, como

já foi elucidado anteriormente, este estudo teve como objetivo único de orientar as taxas aplicadas no

ensaio.

4.2 Ensaio dilatométrico

A metalografia convencional dos aços é realizada com reagentes de ataque comuns, tais como,

Nital, Picral e Vilella. Estes ataques geralmente revelam a microestrutura com um contraste em

branco e preto, onde a distinção entre alguns microconstituintes pode-se tornar difícil e confusa, ainda

mais quando se trata de FFBM que possui microestrutura complexa (Figura 53Figura 54).

A fim de melhor revelar as fases para identificá-las, utilizou-se o reagente Lepera* para obter

metalografias coloridas, que proporcionam a retirada de maiores informações sobre a microestrutura

das amostras em comparação a ataques tradicionais, como mostra a Figura 55

Podemos afirmar que as regiões com tonalidade marrom possuem estrutura do tipo martensita

e que as regiões azuis são estruturas do tipo bainita, já que o reagente Lepera deposita uma camada

anódica de coloração azulada sobre a ferrita, ou no caso, ferrita bainítica. Regiões formadas por perlita

sofrem ataque profundo e, portanto, resultam em microestruturas escuras, como indica a Figura 55.

* Composto por Metabissulfito de Sódio (Na2S2O5) e Ácido Pícrico (C6H3N3O7) 4% em etanol na proporção 1:1

43210

4

3

2

1

0

V(C-B) (1273K x 1,8ks) Ajustado

V(C

-B)

(12

73

K x

1,8

ks)

Ajuste visual do modelo V(C-B) (1273K x 1,8ks)

61

Definidas as fases da microestrutura, nota-se que após o processo de austenitização há uma

tendência de que haja partição de parte dos elementos de liga entre os carbonetos e a matriz e, portanto,

altera-se TRC e consequentemente a microestrutura final da matriz. Em relação aos carbonetos eutéticos,

estes não sofreram alteração significativa, devido ao fato de que são dificilmente eliminados na

austenitização.

Pelas micrografias, nota-se também a precipitação de carbonetos alinhados na matriz (Figura 53),

além da presença de carbonetos secundários de cromo não dissolvidos na austenitização.

Figura 53. Micrografia de amostra de ensaio dilatométrico resfriado a 0,03°C/s via Microscopia Óptica.

1000x. Ataque Nital


1000x. Ataque Vilella

62


1000x. Ataque Lepera

Após exame microscópico via MO, as amostras foram em seguida analisadas por Elétrons

Retroespalhados via Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV). O resultado é apresentado na

Figura 56 a seguir e as setas indicam os campos analisados com maior resolução apresentados nas

Figura 57.

Figura 56. Micrografia de amostra de ensaio dilatométrico resfriado a 0,03°C/s via MEV. 1000x

Bainita (Azul)

Carbonetos (Branco)

Figura 57.b Figura 57.a

Perlita (Preta)

Martensita (Marrom)

63

Figura 57. Micrografia de amostra de ensaio dilatométrico resfriado a 0,03°C/s via MEV. 6000x

A Figura 58 a seguir é o resultado da construção do diagrama TRC do FFBM a partir dos

ensaios dilatométricos das amostras austenitizadas a 1060ºC e resfriadas a diferentes taxas cada uma;

a microdureza Vickers a 100 gf em função da taxa de resfriamento e duas micrografias típicas do

material: uma resfriada a alta taxa e outra resfriada a baixa taxa.

64

Figura 58. Diagrama TRC do Ferro Fundido Branco Multicomponente

Mic

rod

ure

za (

HV

0,1

kgf)

Tem

per

atu

ra ( C

)

0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

1000

1100

1200

1 10 100 1000 10000 100000

0,0

5 C

/s

1 10 100 1000

1 10

Tempo (s)

Tempo (min)

Tempo (h)

1 10 100 1000

1 10

Tempo (s)

Tempo (min)

Tempo (h)

1060 ºC

Austenita Bainita

Início da Perlita

0,0

3 C

/s

0,0

8 C

/s

0,2

0 C

/s

0,5

0ºC

/s

1,0

0ºC

/s

3,0

0ºC

/s

10

,0ºC

/s

5,0

0ºC

/s

Martensita

400,0

500,0

600,0

700,0

800,0

900,0

1000,0

1 10 100 1000 10000 100000

1 10 100 1000

1 10

Tempo (s)

Tempo (min)

Tempo (h)

Mic

rog

rafi

aÓ

pti

ca

Au

men

to 1

000

xA

taq

ue L

ep

era

10,0 °C/s 0,03 °C/s

65

Há dois pontos importantes a levar em consideração para a construção do diagrama TRC:

i. A metalografia óptica revelou microconstituintes imperceptíveis no ensaio

dilatométrico, como por exemplo, a amostra resfriada a uma taxa 0,20°C/s que apresentou tanto a

fase martensítica quanto a bainítica e, quando se analisa o diagrama TRC, esta taxa em específico não

passa pelo campo de transformação da bainita, o que sugere que a curva deva ser deslocada um pouco

para a esquerda, como propõe a linha tracejada no diagrama.

ii. Taxas menores que 0,03°C/s não puderam ser empregadas devido ao limite

operacional. Logo, pode-se apenas inferir a posição da curva de transformação da perlita como mostra

a Figura 58.

Analisando-se o TRC da Figura 58, temos que:

i. As temperaturas dos cotovelos das transformações das fases perlíticas e bainíticas são

aproximadamente 950°C e 500°C respectivamente, temperaturas as quais são próximas às

encontradas em estudos realizador por Matsubara et al.

ii. O início de formação da perlita ocorreu após 35 minutos de resfriamento a uma taxa de

0,03°C/s a partir de 1060°C de austenitização. No caso da bainita, tem-se a formação após 50 minutos

de resfriamento a uma taxa de 0,2°C/s.

iii. Em qualquer taxa de resfriamento contínuo analisada neste trabalho, nota-se uma fração

considerável de martensita, indicando a alta temperabilidade do material, como se esperava.

iv. Ainda devido à alta temperabilidade, somente a uma taxa de 0,03°C/s foi possível verificar a

formação da fase perlita, ainda que degenerada devido à proximidade da transformação bainítica.

v. Quando o material adentra o campo de transformação de fase bainítica, nota-se uma queda

abrupta da dureza do material, pelo fato de estar formando cada vez mais fases de menor dureza em

fração volumétrica.

vi. Nota-se que a Ms aumenta conforme diminui-se a taxa de resfriamento. Para explicar este

efeito, é preciso tecer alguns comentários descritos a seguir:

O mecanismo de transformação martensítica mais aceito é o de Wechsler, Lieberman e Read,

isto é: Zenner ordering para a formação da célula tetragonal de corpo centrada, deformação de Bain,

cisalhamento ou maclação e rotação da rede para a formação do plano de hábito.

Devido às deformações no mecanismo supracitado, infere-se que a interface

austenita/martensita apresenta grande densidade de linhas de discordância.

A adição de elementos de liga ou o aumento do teor de carbono favorece ao efeito de arraste

(bloqueio do movimento) das linhas de discordância. Em consequência disso, têm-se dois efeitos

relevantes:

66

i. As discordâncias travadas pelo efeito de arraste fazem com que as temperaturas de

início e fim de transformação martensítica sejam mais baixas, pois exige uma maior força motriz para

ocorrer.

ii. Este efeito é capaz também de impedir o cisalhamento durante a transformação

martensítica resultando em micromaclas (estruturas aciculares do tipo Midribs). Neste caso, há a

formação da martensita do tipo lenticular (maclada) e pode ser visualizada na Figura 55.

Para o caso estudado do FFBM, onde se observa um aumento na temperatura de início de

transformação martensítica com a redução da taxa de resfriamento (Figura 58), este efeito ocorre

devido à precipitação de carbonetos secundários, que acarretam no empobrecimento da matriz de

carbono e de elementos de liga em solução sólida, que por sua vez diminui o efeito de arraste. Por

haver menor efeito de arraste, espera-se também que haja menor ocorrência de maclas, ou seja, em

uma análise microestrutural haverá menor quantidade de estruturas do tipo Midribs.

5 CONCLUSÃO

Como principais conclusões deste trabalho podem-se citar:

A análise de regressão para previsão das taxas críticas de formação das microestruturas perlita

e bainita, resultando nas equações 5 e 6 respectivamente, alcançou o objetivo com boa eficácia.

Entretanto, vale ressaltar que estas equações devem ser usadas com cautela devido às condições

únicas de ensaio e do material em um dado estudo.

O uso do reagente Lepera, para revelação microestrutural e posterior análise via MO,

apresentou grande contraste entre os microconstituintes do FFBM quando comparado a ataques

tradicionais com Nital 3% e Vilella.

Analisando o diagrama TRC do FFBM tem-se que, com a diminuição da taxa de resfriamento

tem-se a formação das fases martensita, bainita e perlita respectivamente. Nota-se também que o

material possui alta temperabilidade devido à grande fração de martensita presente mesmo em taxas

muito lentas de resfriamento.

A evolução do produto de transformação de fase por curva dilatométrica pôde, em parte, ser

confirmado por metalografia óptica. Isto porque frações mínimas de microconstituintes como bainita

e perlita presentes na micrografia não foram perceptíveis no ensaio dilatométrico e microdureza

Vickers. Como exemplo deste caso, temos que a amostra resfriada a uma taxa 0,20°C/s apresenta

tanto a fase martensítica (em maior quantidade) quanto a bainítica (em menor quantidade) e, quando

67

analisamos o diagrama TRC, esta taxa em específico não passa pelo campo de transformação da

bainita.

Outra conclusão adquirida com a aquisição da TRC, é que a Mi aumenta conforme se diminui

a taxa de resfriamento. Conforme foi discutido nos resultados, uma explicação para este fato devido

ao tempo suficiente para a precipitação de carbonetos secundários em taxas lentas, diminuindo o

efeito de arraste das linhas de discordância na interface austenita/martensita, aumentando a Mi.

6 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS

i. Verificar a influência das taxas de resfriamento sobre as propriedades mecânicas do

FFBM além da microdureza, como resistência ao desgaste, resistência à fadiga, dureza a quente, entre

outros.

ii. Verificar a influência de outros elementos da composição química sobre as

transformações de fase no FFBM, como por exemplo, o silício. O silício tem baixa solubilidade na

cementita (Fe3C), formando o carboneto de transição ε (Fe2,4C) e carbonetos de liga, sendo este

conceito utilizado para formação da Hardbainite.

iii. Verificar a possibilidade de formação de FFBM bainítico aplicável na laminação de

tiras a quente, tendo em vista que esta transformação resulta em menor tensão residual no cilindro e

dispensa tratamentos térmicos para alívio.

iv. Verificar a possibilidade de obter o FFBM martensítico a partir de um tratamento

isotérmico, já que esta transformação tende a gerar uma estrutura martensítica com menor tensão

residual.

REFERÊNCIAS

AARONSON, H., & LEE, J. (1999). The kinetic equations of solid-solid nucleation theory

and comparisons with experimental observations. Lectures on the theory of phase transformations ,

165-229.

ANDES, C. G., CABALLERO, F. G., CAPDEVILA, C., & ALVAREZ, L. F. (2002).

Application of Dilatometric Análisis to the Study of Solid-Solid Prase Transformation in Steels.

Materials Characterization. Elsevier.

BARBOSA, A. S. (2013). Utilização de Cilindros de Aço Rápisdo HSS no Laminador Steckel

da Aperam.

68

BOCCALINI, M. J., SINATORA, A., & MATSUBARA, Y. (2000). Overview: Hight Speed

Steels for Hot Rolling Mill Rolls. Seminário de Laminação Processos e Produtos Laminados e

Revestidos. São Paulo: ABM.

CASARIN, S. J., (1996). Caracterização da temperabilidade de um aço C-Mn microligado ao

boro, através de dilatometria e curvas de transformação de fases por resfriamento contínuo. Escola

de Engenharia de São Carlos. São Carlos/SP 1996.

GEORGE, F. V. (1991). Atlas of Time-temperature Diagrams for Irons and Steels. ASM

International.

GINZBURG, V. (1994). Profile and flatness of flat rolled products - Rolling mill technology.

3ed. Robert Ballas United Engeneering .

HASHIMOTO, M., KUBO, O., SASAGURI, N., & MATSUBARA, Y. (2004). Analysis of

Carbides in Multi-component White Cast Iron. Korume National College of Technology, Dept. of

Materials Science and Metallurgical Engineering. JFS.

HONEYCOMBE, R. K., & BHADESHIA, H. K. (2006). Steels: Microstructure and

Properties. Oxford, UK: Butterworth-Heinemann.

KARAGOZ, S., RIEDL, R., GREGG, M., & FISCHMEISTER, H. (1983). The role of M2C

carbides in high speed steels. Sonderbande der Praktischen Metallographie.

MATSUBARA, Y., SASAGURI, N., YOKOMIZO, Y., & H.Q., W. (1999). Continuous

cooling transformation behavior of multi-component white cast iron. Journal of Japan Foundry

Engineering Society, vol. 71 .

RAGHAVAN, V., RAYNOR, V. r., & G., R. V. (1987). Phase diagrams of ternary iron

alloys. The Indian Institute of Metals. ASM International.

RAYNOR, G., & RIVLIN, V. (1988). Phase equilibria in iron ternary alloys. The Institute of

Metals, Londres.

SILVA, C. R. (2003). Fadiga Térmica de Ferros Fundidos Brancos Multicomponentes.

Escola Politécnica da Universade de São Paulo, São Paulo.

SPANOS, G., & REYNOLDS, W. (2014). Microstructure of Metals and Alloys. Physical

Metallurgy, 1ªed. , 1073–1112.

STEVEN, G., NEHRENBERG, A. E., & PHILIP, T. (1964). High-performance high-speed

steels by design. Transactions of the ASM.

VILLARES METALS. (março de 2009). Aços Rápidos: VWM8. Pindamonhangaba.

WU, H., SASAGURI, Q., MATSUBARA, Y., & HASHIMOTO, M. (1996). Solidification of

multi-component white cast iron: Type and morphology of carbides. AFS Transactions,.

69

YOKOMIZO, Y., SASAGURI, N., & MATSUBARA, Y. (2000). Influence of Cobalt content

on continuous cooling transformation behavior of multi-component white cast iron. Kurume National

College of Technology, Dept. of Materials Science Engineering. JFS.

YOKOMIZO, Y., SASAGURI, N., NANJO, K., & MATSUBARA, Y. (2002). Continuous

cooling transformation behavior of mult-component white cast iron with different carbon content.

Kurume National College of Technology, Dept. of Materials Science Engineering . JFS.

YOKOMIZO, Y., SASAGURI, N., NANJO, K., & MATSUBARA, Y. (2010). Influence of

molybdenum and Tungsten contents on continuous cooling transformation behavior of multi-

component white cast iron. Kurume National College of Technology, Dept. of Materials Science

Engineering. JFS.

YOKOMIZO, Y., SASAGURI, N., NANJO, K., & MATSUBARA, Y. (2005). Influence of

vanadium content on continuous cooling transformation behavior of multi-component white cast iron.

Kurume National College of Technology, Dept. of Materials Science Engineering. JFS.

YOKOMIZO, Y., SASAGURI, N., NANJO, K., & MATSUBARA, Y. (2002). Relationship

between continuous cooling transformation behavior and chromium content of multi-component

white cast iron. Kurume National College of Technology, Dept. of Materials Science Engineering.

JFS.

YOKOMIZO, Y., SASAGURI, N., YAMAMOTO, K., ERA, H., & MATSUBARA, Y.

(2010). Influence of manganese and nickel content on behavior of continuous cooling transformation

of multi-component white cast iron. Kurume National College of Technology, Dept. of Materials

Science Engineering.

ZENER, C. (1946). Kinetics of the decomposition of austenite. Transactions of the

Metallurgical Society of AIME, v. 167 , 550.

ZIEHENBERGER, K. H. (2007). State of the Art Work Rolls. Monterrey, N.L., México:

CONAC 2007 – 3rd Steel Industry Conference and Exposition.

ZIEHENBERGER, K. H., & WINDHAGER, M. (2006). Recent Developments in HSM

Rougher Rolls – Risks and Chances. Tenneck, Austria: Eisenwerk Sulzau-Werfen.

Documents

ADRIEL CLARO DE FARIA - sistemas.eel.usp.br