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Influência da Microestrutura na Anisotropia de Chapas Metálicas de Diferentes Aços Estruturais Candidato: Felipe Kulig Branco

Orientador: Prof. Dr. Rodrigo Magnabosco Relatório Final 16 de julho de 2007

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Projeto de Iniciação Científica

INFLUÊNCIA DA MICROESTRUTURA NA

ANISOTROPIA DE CHAPAS METÁLICAS DE DIFERENTES

AÇOS ESTRUTURAIS

Relatório Final

Bolsista: Felipe Kulig Branco [email protected]

Orientador: Prof. Dr. Rodrigo Magnabosco Departamento de Engenharia Mecânica - FEI

[email protected]

16-07-2007



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I.RESUMO

Este trabalho estudou a influência de diferentes microestruturas de aços estruturais, ABNT 1070, “Interstitial-Free”, ARBL ferrítico-perlítico em duas condições, como recebido e com uma redução de área de dezenove por cento por laminação a frio, ARBL “Dual-Phase” em duas condições, como recebido e revenido por uma hora a 300 °C e UNS S43000, na anisotropia plástica de chapas metálicas laminadas, caracterizando-se as propriedades mecânicas por meio de ensaios mecânicos de tração e características microestruturais obtidas através de análises metalográficas dos materiais estudados. Concluiu-se que diferenças microestruturais nas diversas seções dos aços afetam o comportamento mecânico do mesmo, podendo estes ser considerados anisotrópicos ou isotrópicos em função desta diferença. Não foi encontrada uma relação matemática entre características microestruturais e as propriedades mecânicas, limite de escoamento, limite de resistência e alongamento total apresentados para aços estruturais de diferentes constituições microestruturais, como os analisados, relação não encontrada também para os índices de anisotropia plástica. Portanto, não é possível estimar propriedades mecânicas tendo base em um conjunto de equações baseadas em características microestruturais. Palavras-chave: 1. Propriedades mecânicas 2. Aços estruturais 3. Anisotropia 4. Microestrutura



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II. OBJETIVO

O presente trabalho tem a finalidade de estudar a influência de diferentes microestruturas de aços estruturais na anisotropia plástica de chapas laminadas, caracterizando-se as propriedades monotônicas a tração e os índices de anisotropia de sete diferentes chapas, e relacionando-os às microestruturas analisadas por microscopia óptica.



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III. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

III.1. AÇOS O aço é uma liga cujos principais elementos são o ferro e o carbono, mas sempre contendo elementos secundários, presentes devido aos processos de fabricação ou para fornecer alguma característica ao aço. O aço contém geralmente 0,008% até aproximadamente 2,0% de carbono, o valor de 0,008% corresponde à máxima solubilidade do carbono no ferro à temperatura ambiente e o valor de 2,0% depende da presença de elemento de liga no aço, portanto, para uma definição mais precisa pode-se classificar os aços quanto aos elementos de liga, os com certos elementos residuais resultantes do processo de fabricação, e os com adição de elemento de liga [1]. O ferro é um metal que se caracteriza por apresentar várias fases alotrópicas, representadas na figura 1. A temperatura ou ponto de fusão do ferro é 1538 °C, abaixo dessa temperatura, o ferro cristaliza de acordo com um reticulado cúbico centrado e a forma alotrópica correspondente é chamada de “delta” (δ).

Figura 1: Transformações alotrópicas do ferro puro [2]

Essa forma persiste estável até que se alcance a temperatura de cerca de 1394 °C, nesse instante, ocorre uma redisposição espontânea dos átomos e forma-se um novo reticulado, o cúbico de face centrada que corresponde à forma alotrópica do ferro chamada de “gama” (γ) ou austenita. Declinando mais a temperatura cerca de 912 °C, ocorre nova transformação alotrópica, com novo rearranjo atômico, voltando o reticulado a readquirir a forma cúbica de corpo



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centrado, essa forma alotrópica é chamada de “alfa” (α) ou ferrita. Abaixo de 912°C, não ocorre mais qualquer rearranjo atômico. Não surge nenhuma nova forma alotrópica. Entretanto, próximo de 768 °C verifica-se uma outra transformação, o ferro começa a comportar-se ferromagneticamente. A cada transformação alotrópica corresponde um desprendimento de calor latente, como, aliás, ocorre quando o ferro líquido se solidifica. Assim, durante a solidificação e por ocasião das transformações alotrópicas, verificam-se mudanças de energia que causam descontinuidade nas curvas de resfriamento e aquecimento, que são traduzidas graficamente como uma parada a uma temperatura constante. Como essas paradas foram determinadas pelo francês LeChatelier em primeiro lugar a terminologia original continua sendo usada para indicá-las. A ocorrência de uma parada é indicada pela letra A, se a transformação ocorrer no resfriamento utiliza-se como índice a letra r, se ocorrer durante o aquecimento, o índice é a letra c. A rigor, os pontos Ac e Ar não coincidem exatamente, a não ser que as velocidades de resfriamento e aquecimento sejam extremamente ou lentas. Um fato importante é que a forma alotrópica γ do ferro tem capacidade de dissolver uma certa quantidade de carbono, ao passo que o mesmo não ocorre com a forma alotrópica α, que só pode manter em solução quantidades mínimas ou desprezíveis de carbono [1]. É imprescindível para o conhecimento dos aços o estudo do seu diagrama de equilíbrio, apresentado na figura 2. A combinação do ferro e carbono, em equilíbrio termodinâmico, dará origem a diferentes fases para as diversas temperaturas avaliadas. Este diagrama, mostrado na figura 2, indica que na temperatura ambiente os constituintes do sistema Fe-C seriam ferrita (α) e grafita. Na produção industrial do aço, entretanto, a solidificação e o resfriamento não têm velocidades baixas o suficiente para que o equilíbrio termodinâmico seja alcançado. Ocorre, então, a formação de uma fase metaestável, a cementita (carboneto de ferro) no lugar da grafita. Embora essa fase seja termodinamicamente metaestável, em termos de aplicações práticas ela é considerada estável, pois na temperatura ambiente a difusão do carbono no ferro é muito baixa, e a transformação de cementita em grafita é praticamente nula. Os constituintes que aparecem no diagrama da figura 2 são descritos a seguir: Austenita (γ): Nos aços comuns só é estável acima de 727 °C, consta de uma solução sólida de carbono no ferro γ e apresenta uma estrutura de grãos poligonais irregulares, possui boa resistência mecânica e apreciável tenacidade e não é magnética.



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Figura 2: Diagrama de equilíbrio ferro-carbono [3]

Ferrita (α): Forma-se por difusão, nucleando preferencialmente nos contornos de grão de austenita, com o aumento da taxa de resfriamento a ferrita passa a nuclear também no interior do grão austenítico, contendo em solução traços de carbono. Apresenta também uma estrutura de grãos poligonais irregulares, possui baixa dureza e baixa resistência atração, cerca de 280 MPa, mas excelente resistência ao choque e elevado alongamento.



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Cementita (Fe3C): É um carboneto de ferro com estrutura ortorrômbica e de alta dureza, e a cementita é um dos constituintes de microestrutura eutetóide de extrema importância no estudo dos aços, a perlita. A cementita contém 6,67% de carbono, é muito dura e quebradiça e é responsável pela elevada dureza e resistência dos aços de alto carbono. Perlita: É uma mistura de 88% de ferrita e 12% de cementita, na forma de lâminas finas dispostas alternadamente. As propriedades mecânicas da perlita são, portanto, intermediárias entre as da ferrita e da cementita, dependendo, entretanto do tamanho das partículas de cementita. Sua resistência à tração é, em média, 750 MPa. A perlita não é uma fase, e sim uma mistura de duas fases que ocorrem sob a forma de lamelas paralelas. A proporção de perlita em um aço cresce de 0% para ferro até 100% para aço eutetóide (0,76% de carbono). A transformação da austenita em perlita contendo ferrita e cementita é típica de muitas reações no interior de sólidos, ou seja, começa nos contornos dos grãos e prossegue em direção ao seu centro. Num aço hipoeutetóide, com teor de carbono, portanto, inferior a 0,76% , o resultado do resfriamento lento é a formação de certa quantidade de ferrita, chamada primária ou proeutóide, até que a austenita remanescente se transforme em perlita. Assim a estrutura resultante contém quantidades de ferrita e perlita que podem ser previstas. O mesmo pode ser dito em relação à cementita se aço for hipereutetóide [1]. A cementita é muito mais dura, porém muito mais frágil que a ferrita, dessa forma, aumentando a fração de Fe3C em um aço obtém-se em um material mais duro e mais resistente, e com este aumento também haverá uma diminuição tanto na ductilidade como na tenacidade. A espessura da camada de cada fase, ferrita e cementita, na microestrutura também influenciam o comportamento mecânico do material. A perlita fina é mais dura e mais resistente de que a perlita grosseira. As razões para esse comportamento estão relacionadas com fenômenos que ocorrem nos contornos entre fases α-Fe3C. Em primeiro lugar, existe um elevado grau de aderência entre as duas fases através do contorno, portanto, a fase cementita, forte e rígida, restringe severamente a deformação da fase ferrita, mais macia, nas regiões adjacentes ao contorno; dessa forma, pode-se dizer que a cementita reforça a perlita. O grau desse reforço é substancialmente maior na perlita fina, devido à maior área de contornos de fase por unidade de volume do material. Ademais, os contornos de fases sevem como barreiras ao movimento das discordâncias, da mesma maneira que os contornos de grão. Para a perlita fina existem mais contornos através dos quais uma discordância deve passar durante a deformação plástica. A perlita grosseira é mais dúctil do que a perlita fina, esse comportamento resulta da maior estricção à deformação plástica na perlita fina. O diagrama de equilíbrio, mostrado na figura 2, são para condições de esfriamento muito lento. A formação da ferrita e da cementita exige mudanças do reticulado cristalino do ferro, assim como o movimento dos átomos, por difusão, através da austenita sólida e tais modificações levam tempo. Em conseqüência, se for



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aumentada à velocidade de esfriamento da austenita, ou seja, se o aço for esfriado mais rapidamente, não haverá tempo suficiente para uma completa movimentação atômica e as reações de transformação da austenita se modificam, podendo mesmo deixar de formarem-se os constituintes usuais, como a perlita, e surgem novos constituintes. Ao se atingir certa velocidade de resfriamento uma nova transformação acontece, dando origem a martensita. Martensita: A martensita é uma estrutura monofásica que não se encontra em equilíbrio, resultante de uma transformação sem difusão da austenita. A transformação martensítica ocorre quando a taxa de têmpera é rápida o suficiente para prevenir a difusão do carbono, já que qualquer difusão que porventura venha a ocorrer resultará na formação das fases ferrita e cementita. Na transformação um grande número de átomos experimenta movimentos cooperativos, no sentido de que existe apenas um pequeno deslocamento de cada átomo em relação aos seus vizinhos, isso ocorre de maneira tal que a austenita CFC experimenta uma transformação polimórfica em uma martensita tetragonal de corpo centrado (TCC). Duas microestruturas martensíticas muito diferentes são encontradas em ligas ferro-carbono: em ripas e lenticular. Para ligas que contêm menos do que cerca de 0,6% em peso de carbono, os grãos de martensita se formam como ripas, isto é, placas longas e finas, tais como as lâminas de uma folha de grama, lado a lado, alinhadas paralelamente umas as outras. Além disso, essas ripas estão agrupadas em entidades estruturais maiores, conhecidas por blocos. Os detalhes microestruturais desse tipo de martensita são muito finos para serem revelados através de microscopia ótica, e devem ser empregadas técnicas de micrografia eletrônica para tal. A martensita lenticular (ou em placas) é encontrada tipicamente em ligas ferro carbono que contêm concentrações de carbono superiores a aproximadamente 0,6% em peso. Com essa estrutura, os grãos de martensita adquirem uma aparência em formato de agulha, ou lenticular, ou em formato de placas. Esses dois tipos de martensita podem coexistir. Como a martensita não é uma fase em equilíbrio e ocorre sem difusão, ela não está representada no diagrama ferro-carbono, como a ferrita e a cementita. A transformação de austenita em martensita é representada no diagrama de transformação isotérmica, que é função da temperatura e o tempo de resfriamento, como se mostra na figura 3. O início da transformação martensítica é representado por uma linha horizontal chamada Ms, as temperaturas nas quais essas linhas estão localizadas variam de acordo com a composição da liga, porém, de qualquer forma elas devem ser relativamente baixas, pois a difusão do carbono deve ser virtualmente inexistente. A natureza horizontal e linear dessas linhas indica que a transformação martensítica é independente do tempo, ela é uma função exclusivamente da temperatura para a qual a liga é resfriada rapidamente ou temperada. Uma transformação desse tipo é conhecida por transformação atérmica. Das várias microestruturas que podem ser produzidas para uma dada liga de aço, a martensita é a mais dura, a mais resistente e, além disso, a mais frágil; ela possui, na realidade, uma ductilidade desprezível. Em



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contraste com os aços perlíticos, acredita-se que a resistência e a dureza da martensita não estão relacionadas com a microestrutura, em vez disso, essas propriedades são atribuídas à eficiência dos átomos de carbono intersticiais em restringir o movimento das discordâncias, bem como ao número relativamente pequeno de sistemas de escorregamento para a estrutura TCC [4].

Figura 3: Diagrama de transformação isotérmica para o aço 1080 [3]

A austenita é ligeiramente mais densa do que a martensita, portanto, durante a transformação de fases que tem lugar com o processo de têmpera, existe um aumento líquido no volume. Conseqüentemente, peças relativamente grandes que são temperadas rapidamente podem trincar como resultado das tensões internas, e isso se torna um problema, especialmente quando o teor de carbono é maior do que cerca de 0,5% em massa. Os tratamentos térmicos isotérmicos não são os mais práticos de serem conduzidos, pois uma liga deve ser resfriada rapidamente e mantida a uma temperatura elevada desde uma temperatura mais alta, acima da temperatura eutetóide. A maioria dos tratamentos térmicos para os aços envolve resfriamento contínuo de uma amostra até a temperatura ambiente. Um diagrama de transformação isotérmica (TTT) só é valido para condições de temperatura



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constante, e tal diagrama deve ser modificado para transformações que ocorrem quando a temperatura está em constante mudança. Para uma situação de resfriamento contínuo, o tempo exigido para que uma reação tenha seu início e o seu término é retardado, desta forma as curvas isotérmicas são deslocadas para tempos mais longos e para temperaturas menores. Um gráfico contendo essas curvas modificadas, como na figura 4, para o início e o término da reação é conhecido por diagrama de transformação por resfriamento contínuo (TRC), mostrado na figura 5 e comparação a um TTT.

Figura 4: Diagrama de transformação por resfriamento contínuo para o aço 4340 e

a superposição de várias curvas de resfriamento [4]



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Os diagramas de transformação isotérmica e por resfriamento contínuo, comparados na figura (5), podem ser descritos como diagramas de fases onde o parâmetro tempo é introduzido, estes diagramas são determinados experimentalmente para diferentes ligas. Estes diagramas são de grande importância, pois permitem prever a microestrutura após certo intervalo de tempo quando sujeitos a tratamentos térmicos a temperatura constante e por resfriamento contínuo [4].

Figura 5: Superposição dos diagramas de transformação TTT e TRC para uma

liga de ferro-carbono com composição eutetóide [4] Bainita: Quando a temperatura da transformação é reduzida abaixo da formação da perlita fina, outros constituintes da transformação da austenita são encontrados a essas temperaturas mais baixas. Nessas ocorre à transformação bainítica,



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dependendo da temperatura de transformação podendo ser chamada de superior ou inferior. A bainita superior é formada entre aproximadamente 300° a 540°C, e é notada como uma série de ripas paralelas ou agulhas de ferrita que se encontram separadas por alongadas partículas de cementita, esta estrutura mostra-se muito fina, e sua visualização só é possível com o auxílio do microscópio eletrônico. Entre 200° a 300°C existe a formação da bainita inferior, onde a ferrita apresenta-se na forma de placas finas e a cementita em partículas estreitas, em bastões ou lâminas muito finas. Observando-se o diagrama de transformação isotérmica nota-se que as transformações bainíticas e perlíticas são concorrentes, portanto se uma fração de uma determinada liga tenha se transformado em desses dois constituintes, a transformação no outro só é possível com o novo aquecimento e austenitização da liga [4].

III.2. AÇOS ESTRUTURAIS

Entre os materiais de construção, o aço tem uma posição de relevo, pois combina resistência mecânica, trabalhabilidade, disponibilidade e baixo custo. Assim sendo é fácil compreender a importância e a extensão da aplicação dos aços em todos os campos da engenharia, nas estruturas, quer fixas, como de edifícios, ponte, quer as móveis, na indústria ferroviária, automobilística, naval, aeronáutica, etc. Para a maioria das aplicações consideradas, a importância da resistência mecânica é de certo modo relativamente pequena. Assim sendo, os aços-carbono comuns, simplesmente laminados, sem quaisquer tratamentos térmicos, são plenamente satisfatórios. Em outras aplicações, entretanto, exige-se uma relação resistência/peso mais satisfatória. É o caso da indústria de transportes, onde o equipamento utilizado, devido às condições próprias de serviço deve caracterizar-se por peso relativamente baixo e alta resistência, por estar sujeito a esforços severos e choques repentinos, além da resistência à corrosão adequada. Nestas aplicações os aços indicados são os de baixo teor em liga, conhecidos como de alta resistência e baixo teor de liga (ARBL). A utilização dos aços ARBL tem como principais objetivos aumentar a resistência mecânica, permitindo um acréscimo substancial da carga unitária da estrutura ou tornado possível uma diminuição proporcional da seção; melhorar a resistência à corrosão; melhorar a resistência a resistência ao choque e o limite de fadiga e elevar a relação entre limite de escoamento para o limite de resistência à tração sem perda apreciável da ductilidade. Em qualquer dessas aplicações tira-se proveito não só da alta resistência mecânica, como igualmente da redução de peso, da maior resistência à corrosão e do custo de manutenção mais baixo, características essas que não se encontram em outros tipos de aços ou ligas metálicas, a um custo comparável [1, 3]. Características gerais dos aços estruturais usados para a realização deste trabalho:



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ABNT 1070: Como este aço tem aproximadamente 0,7% em peso de carbono, é considerado um aço com alto teor de carbono, que possuem teores de carbono entre 0,60 e 1,4% em peso. São os mais duros, mais resistentes e, porém, os menos dúcteis dentre todos os aços carbono. Eles são quase sempre usados em uma condição endurecida e revenida e, como tais, são especialmente resistentes ao desgaste e à abrasão e capazes de suportar um fio de corte afiado, podem ser utilizados na fabricação de serras, folhas de tesoura, ferramentas de ferreiro e ferramentas para madeira [3]. A figura 6 mostra a microestrutura característica deste tipo de aço, aquecido até a formação da austenita e resfriado lentamente, resultando em uma estrutura de matriz perlítica.

Figura 6: Aço alto teor de carbono (Fe-0,75C), aquecido por 24 horas a 1095 °C e resfriado ao ar. Resfriamento lento da região austenítica produziu esta estrutura

perlítica, ataque em picral 4%. 500x [5]. Aço bifásico (Dual-Phase): É uma nova classe dos aços alta resistência baixa liga (ARBL). Ele é caracterizado por limite de resistência de aproximadamente 550 MPa e por uma microestrutura consistindo por volta de 20% de partículas duras de martensita dispersada em uma matriz macia de ferrita como na figura 7.



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Figura 7: Aço ARBL de microestrutura bifásica composta por ferrita (clara) e

martensita (escura), ataque em nital 2% [17]

O termo “dual-phase” se refere à predominância de duas fases na microestrutura. Contudo, pequenas quantidades de outros constituintes, como bainita, perlita, ou austenita retida, podem estar presentes também, como mostra a figura 8. Além de um alto limite de resistência, este aço apresenta limite de escoamento contínuo e uma grande ductilidade, expressa em seu alongamento total, maiores que outros aços ARBL de similar resistência.

Figura 8: Aço “dual-phase” (0,11% C; 1,40% Mn; 0,58% Si; 0,12% Cr;

0,08% Mo), a estrutura consiste em ilhas de martensitas (escuro), pequenas malhas de perlita (preto), e austenita retida (branco, contorno) em uma matriz

ferrítica, ataque em solução aquosa de 12% de Na2S2O5. 1000x [5]

Este tipo de aço começou a ser pesquisado por volta de 1970, e o intenso interesse nos “dual-phase” fez com que em 1975 e 76 o trabalho já estivesse terminado e os laboratórios da época empregaram grandes esforço para que meios de produção do “dual-phase” fossem criados para produzi-lo em larga



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escala, pois foi previsto que na década de 80 fábricas automotivas iriam precisar de grande quantidade deste material, para produzir carros mais leves, para reduzir o consumo de combustível, já que a crise do petróleo também causou preocupação nesta época. Em geral, este aço contém menos do que 0,1% em peso de carbono, pois assim tem boa soldabilidade. Essa quantidade de carbono causa o aparecimento aproximadamente 20% da martensita na microestrutura depois do recozimento intercrítico e um rápido resfriamento. Manganês é adicionado em quantidades de 1 a 1.5% para garantir a temperabilidade, para que a martensita possa aparecer no rápido resfriamento. Cromo e molibdênio são adicionados em uma quantidade menor que 0,6%. Silício é adicionado para fornecer resistência, como solução sólida [3]. Aço “Insterstitial-Free”: Aços com muito baixo conteúdo intersticial apresentam uma grande plasticidade com uma baixa tensão de escoamento, grande alongamento, e boa estampabilidade profunda. Estes aços tendem a ter um alto rm, aproximadamente dois, que significa grande capacidade de se deformar quando estampado. A adição de nióbio sozinho ou em conjunto com titânio faz com que este fenômeno aconteça. Normalmente é disponível laminado a quente ou a frio. A produção deste aço requer grandes cuidados com os níveis de carbono e nitrogênio, que devem estar abaixo de 50 ppm. O aço “interstitial-free” tem grande importância na produção de peças estampadas. A figura 9 mostra uma microestrutura de um aço com 0,013% em peso de carbono [3].

Figura 9: Aço com 0,013% em peso de C, microestrutura constituída de grãos de

ferrita, ataque em nital. 100x [5] Aços ferríticos-perlíticos: São uma categoria dos aços ARBL, que tem como característica a adição de elementos como nióbio e vanádio, para o aumento da resistência mecânica. Extensivas pesquisas durante a década de 60 sobre os efeitos de nióbio e vanádio nas propriedades de aços estruturais resultaram na descoberta de que pequenas quantidades destes elementos (<0,10% cada)



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melhoravam a resistência mecânica dos aços carbono-manganês convencionais sem interferir no seu subseqüente processo. O conteúdo de carbono pode ser reduzido para aumentar a soldabilidade e a tenacidade, porque os efeitos do nióbio e do vanádio compensaram a perda de resistência causada pela diminuição do carbono. Estes aços podem também ter adição de elementos para aumentar a resistência à corrosão e para aumento da resistência por solução sólida. Estes aços apresentam uma alta tensão de resistência e escoamento e uma baixa temperatura de transição dúctil-frágil, conseguida pelo refinamento dos grãos. Pode-se observar uma microestrutura ferrítica-perlítica nas figuras 10 e 11.

Figura 10: Microestrutura formada de ferrita (branco) e perlita (escuro), ataque

utilizado nital com picral. 200x [5]

Figura 11: Microestrutura formada de ferrita (branco) e perlita (escuro), ataque

utilizado nital com picral. 500x [5]



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Usualmente esses aços apresentam baixo teor de carbono (<0,10% C), isto faz com que se reduza a perlita na sua microestrutura, aumentando a tenacidade, ductilidade e a soldabilidade [3]. UNS S43000: É um aço inoxidável ferrítico, onde o cromo é o principal elemento de liga, contendo de 16 a 18% em peso deste elemento. A estrutura desse tipo de aço, à temperatura ambiente, com qualquer velocidade de resfriamento, é sempre ferrítica, como mostrada na figura 12, e esse tipo de aço inoxidável também é chamado de não endurecível por tratamentos térmicos.

Figura 12: Tipo aço inoxidável 430 em tiras, recozido a 845°C e resfriado no ar, a

estrutura consiste de grãos equiaxiais de ferrita e partículas de carbonetos de cromo dispersas aleatoriamente, atacado em reativo de vilella. 500x [5]

Os aços inoxidáveis ferríticos estão sujeitos à fragilidade quando aquecidos em torno de 475°C ou resfriados lentamente através dessa temperatura; o fenômeno traduz-se por aumento de dureza e queda da ductilidade. O tipo 430 é o mais utilizado, devido sua grande resistência à ação de ácidos, sobretudo o nítrico e ácidos orgânicos e à ação da água do mar. Esse aço pode não ser inteiramente ferrítico, podendo por resfriamento rápido sofrer um ligeiro endurecimento, apresentando martensita, na figura 13 nota-se a presença desta fase. Entretanto, nesse aço como nos outros tipos desse grupo, o tratamento térmico usual é o recozimento para alívio de tensões e obtenção da máxima ductilidade. É empregado em equipamentos para indústria química, em equipamentos de restaurantes, cozinhas, adorno de automóveis, decorações arquitetônicas interiores e peças de fornos [1, 3].



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Figura 13: Tipo aço inoxidável 430, a estrutura na seção longitudinal apresenta

riscos de martensita (escuro) e ferrita (branco), tem dureza aproximada de 235 HV. 100x [5]

III.3. ENSAIO DE TRAÇÃO COVENCIONAL

III.3.1. Curva tensão-deformação de engenharia O teste de tração de engenharia é amplamente usado para a obtenção de informações básicas sobre a resistência de materiais, e como um teste de controle de especificações. Num teste de tração um corpo-de-prova é submetido a uma força trativa uniaxial continuamente crescente enquanto são feitas observações simultâneas do alongamento do corpo-de-prova. Uma curva de engenharia tensão-deformação, como a mostrada na figura 14, é construída a partir de médias da carga e do alongamento. A tensão usada nessa curva é a tensão normal média no corpo-de-prova. Ela é obtida dividindo-se a carga pela área inicial da seção reta do corpo-de-prova, como mostra a equação (1).

0AP

S = (1)



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Figura 14: Exemplo de curva tensão-deformação convencional

A deformação usada para a curva de engenharia é a deformação linear média, que é obtida pela divisão do alongamento do comprimento útil do corpo-de-prova, δ, pelo seu comprimento original.

0

0

0 LLL

LL

Le

−=∆== δ

(2)

A forma e a magnitude de uma curva tensão-deformação de um metal dependerá de sua composição, tratamento térmico, história anterior da deformação plástica, da taxa de deformação, temperatura e estado de tensões impostas durante o teste. Os parâmetros que são usados para descrever a curva tensão-deformação de um metal são: resistência à tração, tensão limite de escoamento, alongamento total e redução de área. Os dois primeiros são parâmetros de resistência, e os dois últimos são uma indicação de ductilidade [6]. Resistência à tração (SLR): a resistência à tração, ou tensão máxima (ultimate tensile strength – UTS), é a carga máxima dividida pela área da seção reta transversal inicial do corpo-de-prova.

0AP

S máxLR = (3)

Após ser atingida a carga máxima, entra-se na fase de ruptura do material, caracterizado pelo fenômeno da estricção, que é uma diminuição localizada da seção transversal do corpo-de-prova [6].



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Limite de escoamento (SLE): O limite de escoamento é a tensão necessária para produzir uma pequena quantidade específica de deformação plástica, ou seja, a intersecção da curva tensão-deformação com uma linha paralela à porção elástica da curva, deslocada de uma deformação específica. Este deslocamento é normalmente especificado como uma deformação de 0,2% (e=0,002)

0

002,0

A

PS deformação

LE== (4)

Muitos metais, particularmente os aços de baixo carbono, apresentam um tipo de transição localizada heterogênea, da deformação elástica para a plástica, produzindo um escoamento descontínuo na curva tensão-deformação. Em vez de ter uma curva de escoamento com uma transição gradual do comportamento elástico para o plástico, como na figura 14, metal com escoamento descontínuo tem uma curva de escoamento similar à figura 15. A carga na qual a redução é brusca define o limite superior de escoamento e a carga constante define o limite inferior de escoamento, e o alongamento no qual ocorre a carga constante é chamado alongamento do limite de escoamento descontínuo. A deformação que se verifica durante todo o escoamento descontínuo é heterogênea. No limite superior de escoamento, uma banda discreta do material deformado, muitas vezes visível a olho nu, aparece em um concentrador de tensões tal como um filete, e coincidentemente, com a formação da banda a carga cai para o limite inferior de escoamento. Essas bandas são chamadas de bandas de Lüders e quando várias destas bandas são formadas, a curva de escoamento no alongamento do escoamento descontínuo é irregular, e cada perturbação da curva corresponde à formação de uma nova banda. Depois da propagação das bandas de deformação por todo o comprimento da seção útil do corpo-de-prova, o escoamento crescerá com a deformação da maneira usual e isso determina o fim do escoamento descontínuo [7].



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Figura 15: Curva tensão-deformação indicando o limite de escoamento

descontínuo [7]

Medidas de ductilidade: As medidas convencionais de ductilidade que são obtidas do teste de tração são as deformação de engenharia na fratura (ef), normalmente chamada de alongamento total, e a redução de área na fratura. Ambas as propriedades são obtidas depois da fratura juntando-se as partes e tomando-se medidas de Lf e Af

[1].

0

0

L

LLe f

f

−= (5)

100%0

0 xA

AARA f−

= (6)

Módulo de elasticidade (E): A inclinação da região linear inicial da curva tensão-deformação é o módulo de elasticidade, ou módulo de Young. O módulo de elasticidade é uma medida de rigidez do material. Quanto maior é o módulo de elasticidade, menor é a deformação elástica resultante da aplicação de uma determinada carga. O módulo de elasticidade em metais é determinado pelas forças de ligação entre os átomos, e já que estas forças não podem variar sem que ocorram mudanças básicas na natureza do material, o módulo de elasticidade é uma das propriedades mecânicas mais insensíveis à microestrutura do material [6, 4]. Resiliência: É a capacidade de um material armazenar energia quando deformado elasticamente e liberá-la quando descarregado, e a propriedade associada é o



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módulo de resiliência, Ur, que representa energia de deformação por unidade de volume exigida para tensionar um material desde um estado com ausência de carga até sua tensão limite de escoamento. Supondo uma região elástica linear, até o limite se escoamento, tem-se:

LELER eSU .21= (7)

onde eLE é a deformação no momento do escoamento [4]. As unidades de resiliência são o produto das unidades de cada um dos eixos do gráfico tensão-deformação. Para unidades SI, esta unidade é joules por metro cúbico (J/m3, que é equivalente a Pa). Se for incorporada a equação de Hooke na equação acima tem-se:

ES

U eR .2

2

= (8)

Tenacidade: A tenacidade de um material é sua capacidade para absorver energia na região plástica. Pode-se observar a tenacidade como a área total sob a curva tensão-deformação. Essa área é uma indicação da quantidade de trabalho por unidade de volume que deve ser realizado no material até a sua fratura.

III.4. CURVA TENSÃO-DEFORMAÇÃO VERDADEIRA As propriedades mecânicas mais comuns definidas anteriormente são usadas para avaliar e especificar as propriedades dos metais. Entretanto, os resultados obtidos são valores sujeitos a erros, porque são baseados na seção inicial do corpo-de-prova, dimensões estas que se alteram à medida que o ensaio prossegue. Entretanto, na zona elástica, principalmente para os metais dúcteis, onde a deformação é pequena, esses valores podem ainda ser considerados.

Assim, a curva convencional tensão-deformação não fornece uma indicação precisa das características de deformação do metal, principalmente nos metais dúcteis, onde ocorre ainda a estricção que instabiliza completamente a distribuição das deformações pelo estado triplo de tensões que se estabelece na região estrita [6]. III.4.1 Tensão e deformação verdadeiras A tensão verdadeira é definida como o quociente entre a carga em qualquer instante e a área da seção transversal do corpo-de-prova no mesmo instante, Ai, isto é:



23

iAP=σ (9)

A deformação verdadeira é baseada na mudança do comprimento com relação na mudança do comprimento com relação ao comprimento base de medida instantâneo, em vez do comprimento inicial de medida. Assim sendo, com a aplicação de uma carga, Pi, o comprimento inicial passa de L0 para Li. Aumentando a carga em ∆P, aumenta o comprimento em dL. A deformação verdadeira será então igual a dLi / Li e para o caso de um aumento da carga de 0 a P e do comprimento inicial indo desde L0 até L, a deformação verdadeira, ε, fica

LLi

L

L i

i LL

dL0

0

][ln== �ε (10)

0

lnLL=ε (11)

III.4.2. Correlação entre tensões e deformações verdadeiras e convencionais Sendo

100

0 −=−

=∆=LL

LLL

LL

e (12), ou

0

1LL

e =+ (13)

Tem-se substituindo (13) em (11):

)1ln( e+=ε (14) Já a correlação entre as tensões verdadeira e convencional pode ser determinada da seguinte maneira:

ii AA

xAP

AP 0

0

==σ (15)

Como o volume do material permanece aproximadamente constante na região plástica, tem-se que:



24

LALA ioo = (16), ou

0

0

LL

AA

i

= (17)

Substituindo (17) em (13) e o resultado em (15) conclui-se que:

)1( eS +=σ (18)

Observa-se que a tensão verdadeira é maior que a tensão convencional, mesmo porque, a área da seção transversal após a aplicação de uma carga na zona plástica diminui [7], como mostra a figura 16.

Figura 16: Comparação entre as curvas tensão-deformação convencional e

verdadeira III.4.3 Relação matemática entre a tensão e a deformação verdadeiras A curva verdadeira tensão-deformação plástica (εp) de materiais metálicos pode ser aproximadamente representada pela equação de Hollomon:

npH εσ .= (19)



25

onde H e n são constantes para cada material, denominados respectivamente por coeficiente de resistência e expoente de encruamento. O valor do coeficiente de encruamento pode ser numericamente estimado como a deformação verdadeira uniforme apresentada pelo material.

un ε= (20) A equação de Hollomon só pode ser válida do começo do escoamento plástico até a carga máxima, na qual o corpo-de-prova inicia a formação do pescoço, a deformação plástica não-uniforme. sendo

Eep

σεεεε −=−= (21)

Com a equação (19) pode-se escrever:

n

p H

1

��

��

�= σε (22)

Assim, define-se a relação de Ramberg-Osgood:

n

pe HE

1

��

��

�+=+= σσεεε (23)

Um estudo verificou a influência da microestrutura no expoente de encruamento em aços “Interstitial-Free”, utilizando vários tamanhos de grão para comparação, propondo uma relação empírica (24), entre, n e d, onde n é o expoente de encruamento e d é o tamanho de grão em milímetros.

21105

−+=

dn (24)

A comparação entre o valor n obtido experimentalmente através de ensaios e o obtido com a relação empírica (24) confirmou a influência da microestrutura no expoente de encruamento, pois a proximidade das comparações foi satisfatória [13].



26

Embora H e n sejam consideradas como constantes, elas podem variar conforme o tratamento a que o material foi submetido previamente, isto é, para um mesmo material, os valores de H e n podem ser variados, dependo da sua microestrutura. O coeficiente de resistência H mede a tensão real quando εp = 1,0, tendo, portanto, as dimensões de tensão. Seu valor fornece uma indicação do nível de resistência do material. O valor de n, porém, é considerado como uma característica de grande importância, pois ele fornece a medida da capacidade ou habilidade do material poder distribuir a deformação uniformemente, principalmente para o estudo de aços para estampagem. Em outras palavras, n mede a capacidade de encruamento do material. Quanto maior for o n de um material mais íngreme será a curva do mesmo e mais uniforme a distribuição das deformações na presença de um gradiente de tensões, e em conseqüência, para materiais com valores baixos de n a curva será mais horizontal. Pela equação (19) verifica-se que n é uma grandeza adimensional [6, 7].

III.5. ANISOTROPIA Quando as propriedades de uma substância são independentes da direção em que ela é medida, ela é chamada de isotrópica, assim deve-se esperar que um material isotrópico tenha as mesmas propriedades físicas e mecânicas em todas as direções. As propriedades físicas e mecânicas dos cristais dependem em geral fortemente da direção cristalográfica na qual são medidas, a dependência das propriedades com a direção é chamada de anisotropia. Idealmente uma amostra cristalina poderá ser considerada com isotrópica se seus cristais estiverem orientados ao acaso, pois então, sob o ponto de vista macroscópico a anisotropia dos cristais se compensará mutuamente [6, 8]. Os materiais policristalinos são constituídos de pequenos cristais, denominados grãos, os quais são separados uns dos outros por fronteiras denominadas contornos de grão. A grande maioria dos materiais policristalinos existentes tem grãos com tamanho médio na faixa de 10 µm a 1 mm. Os metais trabalhados apresentam tamanhos de grão em uma faixa ainda mais estreita: 10 a 100 µm. Portanto, as peças e componentes policristalinos são constituídos de um número enorme de grãos. Cada grão em um agregado policristalino tem orientação cristalográfica diferente da dos seus vizinhos, isto quer dizer que os planos e as direções cristalinas têm orientação especial diferente de grão para grão, e as diferenças de orientação são habitualmente da ordem de dezenas de graus. Consideradas de modo global, as orientações de todos os grãos podem estar concentradas, em maior ou menor escala, ao redor de alguma ou de algumas orientações particulares. Nesta última condição, o agregado policristalino apresenta orientação preferencial ou textura cristalográfica. A textura pode ser genericamente definida como uma condição na qual a distribuição de orientações dos grãos de um policristal não é aleatória. É importante destacar que a textura não se refere à forma dos grãos, mas sim à forma como a rede cristalina desses grãos é arranjada especialmente. A



27

orientação preferencial pode ser introduzida por diversos modos e a deformação plástica é uma delas [9]. Como a maioria dos metais policristalinos possui uma orientação preferencial, eles tendem a ser anisotrópicos e a intensidade dessa anisotropia dependendo do grau de alinhamento dos cristais. Dois tipos gerais de anisotropia são observados nos metais [6]: Anisotropia cristalográfica: que é o resultado da orientação preferencial dos grãos produzida por uma deformação plástica no material. A tensão limite de escoamento e a resistência mecânica numa escala menor são as propriedades mais afetadas. Esse tipo de anisotropia é mais freqüente em metais não-ferrosos, particularmente quando eles são severamente deformados na forma de chapas finas. Uma manifestação da anisotropia cristalográfica é a formação de “orelhas” ou deformação não uniforme em transformação por estampagem profunda e também resultar na deformação elíptica de um corpo-de-prova. Fibramento mecânico: é causado devido ao alinhamento preferencial de descontinuidades estruturais como inclusões, vazios, segregações e outras fases na direção de trabalho da deformação plástica. Este tipo de anisotropia é importante em peças forjadas ou placas grossas. Índices de anisotropia: Comumente testes de tração em chapas são realizados em três diferentes orientações, longitudinal (denominada 0°), transversal (90°) e 45° da direção de trabalho. Um valor útil para se avaliar a anisotropia é o índice de anisotropia normal r, que é definido pela relação entre a deformação real na largura, especificado �w, dividida pela deformação real na espessura, �t, no corpo-de-prova durante o ensaio verdadeiro, descrita na equação (25), sendo deformações uniformes, ou seja, ocorrendo antes do limite de resistência.

)ln(

)ln(

0ttw

wr o

t

w ==εε

(25)

As marcações de medida da largura, geometria do corpo-de-prova e a tensão axial podem afetar o valor do índice de anisotropia normal r para alguns materiais [14]. Verifica-se que r é um valor adimensional. Como a medida da espessura pode ocasionar erros grandes, pode-se substituir a expressão (25) pela expressão seguinte, válida devido à consideração do volume constante durante toda a deformação plástica.



28

)ln(

)ln(

00

0

lwwl

ww

r = (26)

Um valor alto de r significa que a chapa oferece grande resistência a se deformar plasticamente na direção da espessura. Como a maioria das chapas laminadas apresentam variação das propriedades elásticas e plásticas com a orientação no plano da chapa, é comum se expressar esta anisotropia média, ou normal, por:

4.2 9045 °°° ++

=rrr

r om (27)

Este valor está relacionado com o desempenho do material na estampagem, e o ideal é que o material possua um alto valor de rm, o que significa que não haverá grande redução da espessura. Para chapas de aço o valor de rm varia de 1 a 2, sendo que o limite teórico para materiais CCC seria 3 [6]. A variação dos valores de r, determinados em corpos-de-prova situados num mesmo plano de um metal trabalhado, porém retirados em diferentes posições, é chamada anisotropia planar, expressada na equação (28):

2.2 90450 °° +−

=∆rrr

r ο (28)

Se ∆r apresenta um alto valor tem-se uma diferença grande entre os índices de anisotropia nas direções consideradas, o que não é ideal em um processo de conformação mecânica, pois isto levaria à ocorrência de “orelhas” indesejadas na peça estampada. Para um material isotrópico, os valores de rm e ∆r são 1 e 0 respectivamente [7, 10]. Com a determinação destes índices pode-se avaliar quão anisotrópico é um determinado material, e o estudo da anisotropia tem grande importância para a conformação plástica, como a estampagem e o forjamento, pois pode-se prever alguns comportamentos indesejados dos materiais metálicos quando sujeitos a deformação plástica severa estudando a anisotropia dos mesmos.



29

IV. MATERIAIS E MÉTODOS

IV.1. MATERIAIS

Os materiais utilizados no presente trabalho foram os seguintes aços estruturais: ABNT 1070, aço inoxidável ferrítico UNS S43000, aço de estampagem “Interstitial-Free”, aço de Alta Resistência e Baixa Liga (ARBL) de estrutura ferrítica-perlítica em duas condições (como fornecido e com 19% de redução de área por laminação a frio) e ARBL de estrutura ferrítica-martensítica (“Dual-Phase”) também em duas condições (como fornecido e alívio de tensões por 1 hora a 300 °C, todos fornecidos como chapas. A composição química dos materiais acima relacionados usados para a confecção dos corpos-de-prova são apresentadas na Tabela I, junto da espessura nominal das chapas. Tabela I: Composição química dos materiais ensaiados e espessura nominal das

chapas

% em massa do elemento

MATERIAL C Si S Mn P Cr Ni Al

espessura nominal

das chapas (mm)

ABNT 1070 0,67 0,22 0,003 0,69 0,018 --- --- 0,043 3,0

UNS S43000 0,05 0,33 --- 0,19 --- 16,1 0,18 --- 1,0

“Interstitial-Free” 0,02 0,1 --- 0,25 --- --- --- --- 0,7

ARBL ferrítico-perlítico

0,11 0,12 0,015 1,10 0,017 --- --- 0,041 3,1

ARBL “Dual-Phase”

0,11 0,30 0,014 1,11 0,017 --- --- 0,038 3,1



30

IV.2. MÉTODOS

A partir dos aços estruturais relatados no item anterior, foram confeccionados e preparados três corpos-de-prova retangulares em chapas de cada material para a realização do ensaio de tração de cada uma das orientações de 0°, 45° e 90° em relação à direção de laminação previamente conhecida. As propriedades mecânicas, limites de escoamento e resistência, módulo de elasticidade, alongamentos total e uniforme, coeficiente de resistência e expoente de encruamento, de cada uma das orientações foram obtidas pelo ensaio de tração, conduzido segundo a ASTM E 8M-04 [11], mantendo-se uma taxa de deformação constante de 0,35%/min nos primeiros 4% de deformação e com auxílio de um extensômetro para a medição da deformação nesta etapa; após os 4% de deformação retira-se o extensômetro e a velocidade de deslocamento é ajustada para 10mm/min, constante até a ruptura do material. O comprimento inicial útil dos corpos-de-prova aponta 50 mm. Com os dados obtidos dos ensaios de tração acima relatados pode-se construir a curva verdadeira de tensão-deformação de cada material e determinar seus respectivos expoentes de encruamento e os coeficientes de resistência. A ASTM E 646-00 [12] solicita pelo menos 5 pontos da curva tensão-deformação na região plástica uniforme para o cálculo do n e H, e essa condição foi respeitada, e com uma margem superior, já que esta etapa foi calculada por uma curva de tendência de todos os dados obtidos. A seguir, ensaios de tração são realizados em mais três corpos-de-prova, semelhantes aos anteriores, dos materiais relatados para a obtenção dos dados necessários para o estudo da anisotropia. As medidas do comprimento, espessura e a largura iniciais em conjunto com as medidas após o ensaio permitem os cálculos dos índices de anisotropia utilizando as equações (23), (24) e (25), sendo que os corpos-de-prova sofreram 8% de alongamento para a obtenção das medidas. O estudo metalográfico foi realizado, com três amostras, seção longitudinal, transversal e do plano da chapa de cada aço estudado, devidamente polida e preparada para a obtenção das micrografias. A metalografia quantitativa, conduzida sobre a mesma superfície polida, mostrou a fração volumétrica de ferrita de cada amostra, análise assistida pelo sistema Q500/W Leica. O tamanho de grão foi obtido pelo método do intercepto médio, conduzido segundo a ASTM E 112-96 [15]. Para a metalografia quantitativa oitenta campos de cada amostra foram utilizados para a formação da base de dados dos resultados.



31

V. RESULTADOS EXPERIMENTAIS

Os resultados experimentais foram obtidos dos ensaios de tração e da metalografia realizados.

V.1. RESULTADOS OBTIDOS DOS ENSAIOS DE TRAÇÃO

Nas figuras 17 a 23, constata-se as curvas tensão deformação convencionais dos materiais estudados, nas três orientações pré-estabelecidas, obtidas nos ensaios de tração, sendo que a curva na cor azul representa a orientação de 0°, vermelha a de 45° e a amarela 90° em relação à direção de laminação.

Figura 17: Curvas convencionais tensão-deformação do o aço ABNT 1070,

orientações de 0°, 45° e 90°



32

Figura 18: Curvas convencionais tensão-deformação do o aço UNS S43000,


Figura 19: Curvas convencionais tensão-deformação do o aço ARBL ferrítico-

perlítico, orientações de 0°, 45° e 90° Observando-se a figura 17, nota-se que as curvas tensão-deformação do aço ABNT 1070 nas três orientações estão praticamente sobrepostas, indicando próximas propriedades mecânicas e conseqüentemente a insensibilidade em



33

relação à textura dos corpos-de-prova, podendo ser considerado, até este ponto, um material isotrópico. O mesmo não acontece com os aços UNS S43000 e o ARBL ferrítico-perlítico, figuras 18 e 19, que apresentam diferenças entre suas propriedades mecânicas em relação à orientação dos corpos-de-prova, sendo que para o aço inoxidável o maior limite de resistência e escoamento aparecem na curva de orientação 45° e para o ARBL ferrítico-perlítico o mesmo acontece na curva tensão-deformação de 90° em relação com a direção de laminação, em sua curva percebe-se também o fenômeno do limite de escoamento descontínuo, podendo-se ser mensurado o limite de escoamento superior e inferior.

Figura 20: Curvas convencionais tensão-deformação do o aço ARBL ferrítico-

perlítico encruado, orientações de 0°, 45° e 90°

Comparando-se as curvas do aço ARBL ferrítico-perlítico encruado, figura 20, com a do ARBL ferrítico-perlítico, figura 19, comprova-se a condição da deformação plástica inicial no material inicialmente denominado encruado, pois se verifica que a ductilidade é drasticamente inferior, os limites de resistência e de escoamento indicam valores superiores, e o fenômeno do limite de escoamento descontínuo não existe mais nas curvas do material encruado. Observando-se as curvas do aço ARBL ferrítico-perlítico encruado nota-se que após atingir o limite de escoamento o material logo atinge a região de deformação plástica não-uniforme, mostrando assim uma baixa capacidade de deformação plástica, também apresentando grande sensibilidade à orientação dos corpos-de-prova. As curvas tensão-deformação do aço “Interstitial-Free”, figura 21, apresentam uma considerável ductilidade e um razoável limite de resistência. Apresenta uma maior



34

ductilidade na orientação de 45°, e um maior limite de resistência e escoamento na orientação de 0° em relação à direção de laminação. Pode-se comparar os resultados obtidos nos ensaios dos materiais ARBL “Dual-Phase”, figura 22, com o ARBL “Dual-Phase” revenido, figura 23. Após o tratamento térmico este aço sofreu alterações em suas curvas tensão-deformação, é observado o aparecimento do limite de escoamento descontínuo no aço revenido, isto quer dizer que a temperatura afetou o comportamento mecânico do material. E ambos os materiais “Dual-Phase” não apresentam grande sensibilidade à orientação dos corpos-de-prova.

Figura 21: Curvas convencionais tensão-deformação do o aço “Interstitial-Free”,




35

Figura 22: Curvas convencionais tensão-deformação do o aço ARBL “Dual-

Phase”, orientações de 0°, 45° e 90°

Figura 23: Curvas convencionais tensão-deformação do o aço ARBL “Dual-Phase”

revenido, orientações de 0°, 45° e 90° Percebe-se que em todas as curvas, nos 4% de deformação existe uma oscilação, ela se deve pela retirada do extensômetro e do aumento de velocidade de



36

deslocamento. As propriedades mecânicas obtidas pelos ensaios de tração representadas estão resumidas na Tabela II: Tabela II: Propriedades mecânicas obtidas nos testes de tração dos materiais em

questão

MATERIAL AT (%) LE (MPa) LR (MPa) E (GPa) 0° 28,8 469 693 199

45° 26,2 471 694 192

ARBL “Dual-Phase” 90° 24,2 483 702 210

0° 26,1 604 683 202 45° 25,4 617 699 206

ARBL “Dual-

Phase” revenido 90° 24,6 615 696 217 0° 38,2 164 327 192

45° 45,2 157 300 167

“Interstitial-Free” 90° 39,5 161 316 200 0° 28,0 458 551 212

45° 32,4 450 529 184

ARBL ferrítico-perlítico 90° 27,1 487 567 231

0° 11,8 640 662 193 45° 14,9 609 641 252

ARBL ferrítico-

perlítico encruado 90° 9,7 642 674 220 0° 24,2 501 902 187

45° 19,0 531 910 196

ABNT 1070 90° 22,4 495 891 195 0° 30,1 329 521 195

45° 28,7 374 566 206

UNS S43000 90° 30,9 342 535 153

Após a determinação das propriedades mecânicas, as grandezas tensão e deformação convencionais foram convertidas em verdadeiras, utilizando as equações (14) e (18) para a montagem da curva tensão-deformação verdadeira, indicada na figura 24, que permite a obtenção do expoente de encruamento e coeficiente de resistência, selecionando apenas o trecho de deformação plástica uniforme da curva de tensão-deformação verdadeira, como mostra a figura 25, podemos identificar estas grandezas por meio da equação de Hollomon (19).



37

Figura 24: Curva tensão-deformação verdadeira do aço ABNT 1070, orientação 0°

Figura 25: Trecho da curva verdadeira tensão-deformação do aço ABNT 1070,

deformação plástica uniforme, indicando os valores de H e n, a curva na cor preta é uma aproximação da curva de potência como a de Hollomon



38

Utilizando esta mesma metodologia obtêm-se as grandezas H e n para todos os materiais mencionados e suas respectivas orientações. Estes resultados estão apontados na Tabela III.

Tabela III: Resultado da aproximação de uma curva de potência com o trecho da curva real de deformação plástica uniforme

MATERIAL H (MPa) n

0° 951 0,123 45° 908 0,109

ARBL “Dual-

Phase” 90° 958 0,116 0° 1032 0,136 45° 1057 0,137

ARBL “Dual-

Phase” revenido 90° 1031 0,126 0° 391 0,144 45° 336 0,127

“Interstitial-Free”

90° 385 0,153 0° 770 0,117

45° 729 0,114

ARBL ferrítico-perlítico 90° 830 0,129

0° 721 0,018 45° 731 0,026

ARBL ferrítico-

perlítico encruado 90° 831 0,041 0° 1700 0,214

45° 1554 0,185

ABNT 1070 90° 1574 0,198 0° 652 0,125 45° 660 0,101

UNS S43000

90° 711 0,138

Com as medidas do comprimento e largura iniciais e finais dos corpos-de-prova os índices de anisotropia foram calculados, utilizando os expressões (26), (27) e (28), e estão apresentados Tabela IV.



39

Tabela IV: Índices de anisotropia calculados

MATERIAL r ∆∆∆∆r rmédio

0° 1,127 45° 0,831

ARBL “Dual-

Phase” 90° 0,677

0,071

0,866

0° 0,647 45° 0,754

ARBL “Dual-

Phase” revenido 90° 0,668

-0,097

0,706

0° 0,666 45° 1,299

“Interstitial-Free”

90° 1,068

-0,432

1,083

0° 0,531 45° 1,359

ARBL ferrítico-

perlítico 90° 0,710 -0,739 0,990

0° 0,897 45° 1,223


encruado 90° 1,551 0,001 1,223

0° 0,771 45° 0,865

ABNT 1070

90° 1,237 0,139 0,935

0° 1,059 45° 0,673

UNS S43000

90° 0,622 0,167 0,757

V.2. ANÁLISE METALOGRÁFICA As figuras 26 a 42 mostram o resultado da metalografia efetuada, com amostras dos materiais estudados nas seções longitudinal, transversal e planar da chapa.



40

V.2.1 Microestruturas do aço ABNT 1070 Nas figuras 26 a 28 pode-se observar as microestruturas obtidas com as amostras do aço ABNT 1070.

Figura 26: Microestrutura do aço ABNT 1070, seção longitudinal da chapa, microestrutura constituída de uma matriz perlítica (escuro), ferrita (claro) e

inclusões, nital 2%. 500x

Figura 27: Microestrutura do aço ABNT 1070, seção transversal da chapa,

microestrutura constituída de uma matriz perlítica (escuro), ferrita (claro), nital 2%. 500x



41

Figura 28: Microestrutura do aço ABNT 1070, seção do plano da chapa,

microestrutura constituída de uma matriz perlítica (escuro), ferrita (claro), nital 2%. 500x

V.2.2 Microestruturas do aço ferrítico-perlítico Nas figuras 29 a 31 pode-se observar as microestruturas obtidas com as amostras do aço ARBL ferrítico-perlítico.

Figura 29: Microestrutura do aço ferrítico-perlítico, seção longitudinal da chapa,

microestrutura constituída de uma matriz ferrítica (claro), perlita (escuro), nital 2%. 500x



42

Figura 30: Microestrutura do aço ferrítico-perlítico, seção transversal da chapa,


Figura 31: Microestrutura do aço ferrítico-perlítico, seção do plano da chapa,




43

V.2.3 Microestruturas do aço ARBL ferrítico-perlítico com 19% de redução em área Nas figuras 32 a 34 pode-se observar as microestruturas obtidas com as amostras do aço ARBL ferrítico-perlítico com 19% de redução de área por laminação a frio.

Figura 32: Microestrutura do aço ferrítico-perlítico encruado, seção longitudinal da chapa, microestrutura constituída de uma matriz ferrítica (claro), perlita (escuro),

nital 2%. 500x

Figura 33: Microestrutura do aço ferrítico-perlítico encruado, seção transversal da chapa, microestrutura constituída de uma matriz ferrítica (claro), perlita (escuro),

nital 2%. 500x



44

Figura 34: Microestrutura do aço ferrítico-perlítico encruado, seção do plano da chapa, microestrutura constituída de uma matriz ferrítica (claro), perlita (escuro),

nital 2%. 500x V.2.4 Microestruturas do aço “Interstitial-Free” Nas figuras 35 a 38 pode-se observar as microestruturas obtidas com as amostras do aço “Interstitial-Free”.

Figura 35: Microestrutura do aço “Interstitial-Free”, seção longitudinal da chapa,

microestrutura constituída de grãos de ferrita, nital 2%. 50x



45

Figura 36: Microestrutura do aço “Interstitial-Free”, seção transversal da chapa


Figura 37: Microestrutura do aço “Interstitial-Free”, seção do plano da chapa,




46

Figura 38: Microestrutura do aço “Interstitial-Free”, seção longitudinal da chapa,

microestrutura constituída de grãos de ferrita, nital 2%. 200x V.2.5 Microestruturas do aço ARBL “Dual-Phase” Nas figuras 39 a 41 pode-se observar as microestruturas obtidas com as amostras do aço ARBL “Dual-Phase”.

Figura 39: Microestrutura do aço ARBL “Dual-Phase”, seção longitudinal da chapa,

microestrutura constituída de grãos de ferrita (claro) e grãos de martensita (escuro), nital 2%. 500x



47

Figura 40: Microestrutura do aço ARBL “Dual-Phase”, seção transversal da chapa,


Figura 41: Microestrutura do aço ARBL “Dual-Phase”, seção do plano da chapa,




48

V.2.6 Microestruturas do aço ARBL “Dual-Phase” revenido a 300°C por 1 hora Nas figuras 42 a 44 pode-se observar as microestruturas obtidas com as amostras do aço ARBL “Dual-Phase” revenido a 300°C por 1 hora.

Figura 42: Microestrutura do aço ARBL “Dual-Phase” revenido, seção longitudinal

da chapa, microestrutura constituída de grãos de ferrita (claro) e grãos de martensita (escuro), nital 2%. 500x

Figura 43: Microestrutura do aço ARBL “Dual-Phase” revenido, seção transversal

da chapa, microestrutura constituída de grãos de ferrita (claro) e grãos de martensita (escuro), nital 2%. 500x



49

Figura 44: Microestrutura do aço ARBL “Dual-Phase” revenido, seção do plano da chapa, microestrutura constituída de grãos de ferrita (claro) e grãos de martensita

(escuro), nital 2%. 500x

V.2.7 Microestruturas do aço UNS S43000 Nas figuras 45 a 47 pode-se observar as microestruturas obtidas com as amostras do aço UNS S43000.

Figura 45: Microestrutura do aço UNS S43000, seção longitudinal da chapa,

microestrutura constituída de grãos alinhados de ferrita, solução aquosa de ácido sulfúrico 1M. 200x



50

Figura 46: Microestrutura do aço UNS S43000, seção transversal da chapa,

microestrutura constituída de grãos alinhados de ferrita, solução aquosa de ácido sulfúrico 1M. 200x

Figura 47: Microestrutura do aço UNS S43000, seção do plano da chapa,

microestrutura constituída de grãos de ferrita, solução aquosa de ácido sulfúrico 1M. 200x



51

V.3 Metalografia quantitativa Com as microestruturas obtidas foi então realizado o estudo quantitativo, que tem como objetivos a verificação da fração volumétrica de ferrita e tamanho de grão das amostras de cada material. A fração volumétrica de ferrita de cada material, para as três seções pertinentes, pode ser visualizada na Tabela V:

Tabela V: Porcentagem de fração volumétrica de ferrita medida para cada material

estudado nas três seções pertinentes

MATERIAL seção % Ferrita longitudinal 4,46 transversal 3,82 ABNT 1070

plano 3,50 longitudinal 81,44 transversal 80,65




encruado plano 83,35 longitudinal 75,70 transversal 76,77



ARBL “Dual-Phase” revenido

plano 79,29

Os aços “Interstitial-Free” e o UNS S43000 não aparecem na Tabela V, pois suas constituições microestruturais são praticamente ferríticas, como se pode perceber nas figuras 35 a 38 e 45 a 47. Grande influência o tamanho de grão causa nas propriedades mecânicas dos materiais, portanto, faz-se necessária esta medição. Para a mensuração desta característica microestrutural foi utilizado o programa Leica Q500/W, que extraiu os valores dos interceptos médios dos grãos das amostras, nos eixos longitudinal e transversal, e automaticamente fez uma conversão destes valores para o tamanho de grão ASTM, para as três seções. De posse dos valores de tamanho de grão ASTM das amostras é possível expressar os mesmos em �m, no eixo horizontal e no vertical, empregando o critério do diâmetro médio planar, expresso pela equação (29).



52

( )( )Ged 3467,0.06,359 −= (29)

Onde, G é o tamanho de grão ASTM. Foram coletados em cada amostra oitenta campos para determinação do tamanho de grão ASTM, para então o cálculo do tamanho de grão nos eixos horizontal e vertical. As médias dos valores obtidos estão reunidas na Tabela VI.

Tabela VI: Tamanhos de grão determinados pelo critério do diâmetro médio planar

e tamanhos de grão ASTM das amostras dos aços em questão

eixo

seção d horizontal

(�m) d vertical

(�m)

d média (�m)

Média ASTM

longitudinal 3,55 ±0,35 2,79 ±0,28 3,17 ±0,34 13,7

transversal 3,93 ±0,41 3,27 ±0,31 3,60 ±0,35 13,3 ARBL ferrítico-

perlítico plano 4,32 ±0,62 4,20 ±0,61 4,26 ±0,62 12,8

longitudinal 4,78 ±0,67 3,62 ±0,34 4,20 ±0,34 12,9 transversal 4,58 ±0,52 2,93 ±0,35 3,76 ±0,34 13,3


encruado plano 4,46 ±0,53 4,84 ±0,63 4,65 ±0,58 12,6

longitudinal 8,01 ±0,55 6,42 ±0,32 7,22 ±0,42 11,3 transversal 8,15 ±0,79 6,79 ±0,54 7,47 ±0,65 11,2


plano 8,24 ±0,54 7,92 ±0,51 8,08 ±0,51 10,9

longitudinal 6,69 ±0,52 5,50 ±0,45 6,09 ±0,47 11,8 transversal 7,04 ±0,81 6,00 ±0,54 6,52 ±0,67 11,6 ARBL “Dual-

Phase” revenido plano 7,42 ±0,84 6,81 ±0,84 7,12 ±0,83 11,3

longitudinal 19,60 ±1,43 12,37±1,00 15,98 ±1,17 9,1 transversal 22,93 ±1,69 14,67 ±1,26 18,80 ±1,43 8,7 “ Interstitial-Free”

plano 23,76 ±2,87 24,06 ±3,49 23,91 ±3,13 7,8 Observando a Tabela VI nota-se que os valores de tamanho de grão do aço “Interstitial-Free” apresentam altos valores de desvio-padrão, em contraste com os valores das outras amostras, isto se deve ao processo de medição do tamanho de grão ASTM do material, que apresentou dificuldades no enquadramento dos grãos perante o sistema utilizado para o mesmo. Pode-se constatar este fato nas figuras 48 a 50.



53

Figura 48: Enquadramento dos grãos de ferrita (vermelho) para medição de

tamanho de grão, aço “Interstitial-Free”, seção longitudinal da chapa, Nital 2%, 100x


tamanho de grão, aço “Interstitial-Free”, seção transversal da chapa, Nital 2%, 100x



54


tamanho de grão, aço “Interstitial-Free”, seção do plano da chapa, Nital 2%, 100x

Devido ao não enquadramento dos grãos do aço UNS S43000 pelo programa Q500/W, o processo de determinação do tamanho de grão pelo método do intercepto médio não foi possível, então, o critério utilizado foi o método comparativo, utilizando a tabela “ASTM methods for determining the averege grain size, plate IB, untwinned grains (flat etch), 100x [16]”. Os resultados obtidos estão apresentados na Tabela VII, onde G é o tamanho de grão ASTM obtido pelo método comparativo, e na figura 51 pode-se observar a comparação do exemplo de padrão de tamanho de grão ASTM n° 8 de estrutura ferrítica com a micrografia do plano da chapa do aço UNS S43000, já preparada para tal comparação. Tabela VII: Tamanho de grão ASTM pelo método comparativo e tamanho de grão

em �m obtido pelo critério do diâmetro médio planar para o aço UNS S43000

seção G ASTM d (�m) longitudinal 9 15,81 transversal 9 15,81 UNS S43000

plano 8 22,42



55

(a) (b)

Figura 51: (a) microestrutura do plano da chapa do aço UNS S43000;

(b) exemplo de tamanho de grão em aços baixo carbono, G = 8, 100x [16]



56

VI. DISCUSSÃO DOS RESULTADOS O fenômeno da anisotropia, como já era esperado, proporcionou diferentes propriedades mecânicas nas diferentes orientações analisadas, como constatado nos ensaios de tração realizados. Apesar de inicialmente acreditar que maiores valores de limite de escoamento e de resistência seriam observados nas orientações de 0° do sentido de laminação, isto não ocorreu, havendo variações. O aço “Interstitial-Free” foi o único a apresentar maiores limite de escoamento e resistência a uma orientação de 0°, os materiais ARBL “Dual-Phase”, ARBL ferrítico-perlítico na condição inicial e encruado exibiram esta característica a uma orientação de 90° e os materiais ARBL “Dual-Phase” revenido, ABNT 1070 e o UNS S43000 a 45° do sentido de laminação. Estes maiores valores não estão necessariamente acompanhados pela menor ductilidade apresentada pelo material, como mostra a Tabela II. Os materiais “Dual-Phase”, o ARBL ferrítico-perlítico encruado e o ABNT 1070 não mostraram significante sensibilidade à orientação dos corpos-de-prova, como pode-se constatar nas figuras 17, 20, 22 e 23. Este fato é comprovado pela anisotropia planar �r dos materiais, os menores valores da Tabela IV, que proporcionam deformações mais uniformes nas diversas orientações. O restante dos materiais apresentaram significante sensibilidade à orientação dos corpos-de-prova, consequentemente, resultando em maiores �r. Na Tabela IV existem valores positivos e negativos de �r, um valor positivo indica que o valor de r a 45° da direção de laminação é menor que nas direções longitudinal ou transversal, nas quais em um possível embutimento ocorrerão as “orelhas”, um valor negativo de �r indica que o valor de r a 45° da direção de laminação é maior que nas direções longitudinal e transversal, e nessas direções ocorrerão as “orelhas” em um possível embutimento. O aço “Interstitial-Free” apresentou o segundo maior valor de rmédio, característica de materiais usados para estampagem, pois este valor acarreta menor redução de espessura no embutimento, possibilitando uma conformação em maior extensão. Alteração da anisotropia e das demais propriedades mecânicas ocorreram devido ao tratamento térmico no aço ARBL “Dual-Phase”, como nota-se nas figuras 22 e 23. O revenimento imputou significante aumento do limite de escoamento do material sem diminuir drasticamente a ductilidade do mesmo, como mostra a Tabela II, e observando os valores de coeficiente de resistência e expoente de encruamento na Tabela III percebe-se que na condição revenida, por 1 hora a 300 °C, o aço ARBL “Dual-Phase” se tornou um material mais resistente mecanicamente, pois em todas as orientações a condição revenida apresentou maiores valores de H, e com uma maior capacidade de distribuir a deformação uniformemente, mostrando maiores valores de n também. O tratamento térmico adicionou o fenômeno do limite de escoamento descontínuo ao comportamento mecânico do material revenido, este fenômeno é característica de aços baixo teor de carbono, causado pelas bandas de Lüders. Com o aumento de temperatura, o revenimento propiciou a difusão no material, diminuindo a quantidade de átomos intersticiais de carbono em solução sólida supersaturada da martensita, dando



57

lugar à formação de carbonetos, favorecendo assim, o aparecimento das bandas de Lüders, causadoras do limite de escoamento descontínuo. Micrograficamente também nota-se diferença entre as duas condições, a martensita após o tratamento térmico foi visualizada após o ataque químico mais escura que anterior, como mostram as figuras 39 a 44, isto se deve a formação de pequenos precipitados, que reagiram de modo diferente ao ataque químico realizado. Visualmente o aquecimento do material não resultou no crescimento do tamanho de grão, mas os valores das médias de tamanho de grão ASTM nas seções pertinentes, apresentados na Tabela IV, mostram sensível aumento do mesmo. O encruamento imposto ao material ARBL ferrítico-perlítico modificou suas características mecânicas, como pode-se notar nas figuras 19 e 20 e pela Tabela II. O material na condição encruado apresentou maiores valores de limite de escoamento e resistência e grande diminuição da sua ductilidade inicial, e perda da sua capacidade de encruamento e de deformação uniforme, apresentando os menores valores de coeficiente de encruamento para as diversas orientações, como se percebe pela Tabela III. O encruamento do material não o tornou mais anisotrópico, pelo contrário, o material apresentou um menor valor de anisotropia planar �r em relação à condição não encruado. O encruamento causou uma pré-deformação plástica no material, fazendo com que não se constatasse o limite de escoamento descontínuo no material encruado, já que este fenômeno havia ocorrido na deformação do encruamento. O encruamento é percebido também nas micrografias, mostrando maiores orientações e alongamento dos grãos nas seções longitudinal e transversal no aço ARBL ferrítico-perlítico encruado. O alongamento dos grãos é comprovado quantitativamente estabelecendo uma relação do diâmetro de grão na vertical com o diâmetro de grão na horizontal para as duas condições, expressos na Tabela VI. Sabendo-se que quanto mais próximo de 1 é o resultado desta relação, mais equiaxial é o grão. Para a seção longitudinal do aço não encruado esta relação vale 0,80, e para a mesma seção do aço encruado vale 0,75. Para a seção transversal, o aço não encruado apresenta uma relação de 0,80, enquanto o aço encruado mostra uma relação de 0,68. Estes valores provam que depois de efetuado o encruamento os grãos foram realmente alongados. Sabe-se que o fibramento mecânico é um fator influenciador na anisotropia plástica de metais, é possível observar este fibramento nas micrografias do aço UNS 43000, figuras 45 a 47, como linhas escuras horizontais, e nota-se a orientação dos grãos no sentido destas linhas, orientação acentuada nas seções longitudinal e transversal. Esta orientação propiciou grandes diferenças entre as propriedades mecânicas nas diferentes orientações, como nota-se na figura 18 e pela Tabela II. Assim, o aço UNS S43000 apresenta um grande valor de anisotropia planar �r, valor expresso na Tabela IV. Os materiais que não apresentaram grande sensibilidade à orientação dos corpos-de-prova se caracterizam por uma microestrutura semelhante nas diferentes seções, o que acontece com os materiais “Dual-Phase”, o ARBL ferrítico-perlítico encruado e o ABNT 1070, figuras 26 a 28, 32 a 34, 38 a 40 e 41 a 43. O mesmo não acontece com os materiais mais anisotrópicos, que apresentam perceptível



58

diferença visual em suas microestruturas. Excluindo o ARBL ferrítico-perlítico, o aço “Interstitial-Free” e o aço UNS S 43000 possuem as maiores diferenças de tamanhos de grão entre as suas microestruturas, como se vê nas Tabelas VI e VII. Observando os dados obtidos da porcentagem de ferrita dos materiais em questão, relatados na Tabela V, com suas respectivas microestruturas e comprando com as informações do item III.2., aços estruturais, percebem-se resultados coerentes e fundamentados nas especificações. A expressão (20) retrata que o expoente de encruamento pode ser estimado como a máxima deformação plástica verdadeira uniforme �u apresentada pelo material, pode-se verificar esta afirmação localizando estas deformações nos gráficos de tensão verdadeira-deformação verdadeira dos materiais estudados, convertidos a partir das curvas tensão-deformação convencionais expostas nas figuras 17 a 23. A Tabela VIII apresenta estes dados, e nota-se razoável diferença entre os valores experimentais e teóricos para vários materiais. Portanto, para uma eventual estimativa do expoente de encruamento esta aproximação deve ser usada com cuidado. Os mesmos valores podem ser expressos por um gráfico, de máxima deformação plástica verdadeira uniforme �u por nexperimental, mostrado na figura 52. Aos pontos de orientação 0 e 90°, representando respectivamente longitudinal e transversal, foram adicionadas duas linhas lineares de tendência, uma para a orientação de 0°, a de cor verde, e uma para a orientação de 90°, na cor azul.

Figura 52: Gráfico comparativo de máxima deformação plástica verdadeira

uniforme por expoente de encruamento experimental



59

Tabela VIII: Comparação entre os valores do expoente de encruamento experimental e a máxima deformação plástica verdadeira uniforme para os

materiais estudados a

MATERIAL nexperimental �u dif (%)

0° 0,117 0,151 29,1 ARBL

ferrítico-perlítico

90° 0,129 0,148 14,7

0° 0,018 0,018 0 ARBL ferrítico-

perlítico encruado

90° 0,041 0,015 63,4

0° 0,123 0,145 17,9 ARBL “Dual-Phase”

90° 0,116 0,136 17,2

0° 0,136 0,147 8,1 ARBL “Dual-Phase”

revenido

90° 0,126 0,141 11,9

0° 0,144 0,268 86,1 “ Interstitial-Free” 90° 0,153 0,265 73,2

0° 0,125 0,187 49,6 UNS S4300

90° 0,138 0,197 42,7

0° 0,214 0,109 49,1 ABNT 1070

90° 0,198 0,105 46,9

Métodos empíricos para a determinação do expoente de encruamento foram desenvolvidos, como mostra a expressão (24), onde esta estabelece uma relação do mesmo com o tamanho de grão de um material. Com os valores de tamanho de grão e o expoente de encruamento experimental dos materiais já determinados, é possível verificar a precisão desta relação empírica. Os valores dos expoentes de encruamento calculados pela expressão (24) estão agrupados na Tabela IX, assim como os valores experimentais. A comparação destes valores não foi possível para o material ABNT 1070, pois seu tamanho de grão não foi mensurado, devido a sua microestrutura predominante perlítica.



60

Tabela IX: Comparação entre os valores do expoente de encruamento experimental e o calculado para os materiais estudados

MATERIAL nexperimental Ncalculado dif (%)

0° 0,117 0,180 53,8 ARBL

ferrítico-perlítico

90° 0,129 0,188 45,7

0° 0,018 0,197 994,3 ARBL ferrítico-

perlítico encruado

90° 0,041 0,190 363,4

0° 0,123 0,230 84,9 ARBL “Dual-Phase”

90° 0,116 0,232 100,0

0° 0,136 0,219 61,0 ARBL “Dual-Phase”

revenido

90° 0,126 0,223 76,9

0° 0,144 0,279 93,7 “ Interstitial-Free” 90° 0,153 0,289 88,9

0° 0,125 0,279 123,2 UNS S4300

90° 0,138 0,279 102,2

Os valores do expoente de encruamento calculado e experimental para cada material podem ser inseridos em um gráfico, como apresentado na figura 53, e como percebe-se não se verificou proximidade entre os mesmos, mas ao comparar os valores calculados com os valores da máxima deformação plástica verdadeira uniforme apresentados na Tabela VIII nota-se uma maior proximidade entre eles, principalmente para o aço “Interstitial-Free”, material utilizado para o desenvolvimento da relação empírica. Esta comparação pode ser visualizada nas figuras 54 e 55, que expõe as comparações para as orientações de 0 e de 90° respectivamente.



61

Figura 53: Comparação entre os valores do expoente de encruamento

experimental e calculado para os materiais analisados

Figura 54: Comparação entre os valores de máxima deformação plástica

verdadeira uniforme e o expoente de encruamento calculado para a seção de orientação de 0°



62

Figura 55: Comparação entre os valores de máxima deformação plástica

verdadeira uniforme e o expoente de encruamento calculado para a seção de orientação de 90°

Nota-se que as características microestruturais são fatores determinantes no comportamento mecânico dos aços estruturais, viu-se que observando uma microestrutura de certo aço é possível estimar qualitativamente suas propriedades mecânicas, dentre elas a anisotropia apresentada pelo material. Tem-se como exemplo a comparação da anisotropia encontrada nos aços ARBL “Dual-Phase” e a do aço UNS S43000, pelas microestruturas do aço UNS S43000, figuras 45, 46 e 47, previa-se que sua anisotropia seria mais acentuada do que a do aço ARBL “Dual-Phase”, figuras 39, 40 e 41, pois a mesma apresentou uma maior orientação dos grãos em todas as seções, menor semelhança entre as microestruturas nas diferentes seções e ainda é grandemente perceptível o fibramento mecânico apresentado por esse aço, representado pelas linhas escuras horizontais. E foi o que realmente se sucedeu, a anisotropia planar do aço UNS S43000 tem valor de 0,167, e a do aço ARBL “Dual-Phase” tem valor de 0,071, uma grande diferença numérica. Mas, sendo os aços estudados de diferentes características microestruturais, tais como, diferentes frações volumétricas e tipos de constituintes, diferentes tamanhos de grão e maior ou menor orientação dos grãos, um padrão na influência da anisotropia deve ser estudado. Se apenas de posse dos dados microestruturais buscava-se uma estimativa quantitativa dos índices de anisotropia e outras propriedades mecânicas dos aços estruturais. Um meio de se realizar este estudo é a confecção de gráficos que relacionem as



63

características microestruturais obtidas nos estudos metalográficos com as propriedades mecânicas obtidas experimentalmente. As figuras 56 a 58 vinculam a característica microestrutural porcentagem volumétrica de ferrita de amostras na longitudinal e transversal com as propriedades mecânicas, limite de escoamento, limite de resistência e alongamento total dos corpos-de-prova de 0° e 90° em relação à laminação, assim cada material representando dois pontos nos gráficos.

Figura 56: Gráfico de limite de escoamento nas orientações 0° e 90° por suas

respectivas porcentagens de ferrita dos materiais em questão



64

Figura 57: Gráfico de limite de resistência nas orientações 0° e 90° por suas


Figura 58: Gráfico de alongamento total nas orientações 0° e 90° por suas




65

As propriedades de anisotropia média rm e planar �r também podem ser relacionadas com a fração volumétrica de ferrita, mas, como estas propriedades fazem referência à seção do plano da chapa, cada material representa um ponto no gráfico, as propriedades anisotropia média e planar pela fração volumétrica de ferrita na seção do plano estão apresentadas nas figuras 59 e 60.

Figura 59: Gráfico de anisotropia média por fração volumétrica de ferrita na seção

do plano da chapa dos materiais em questão



66

Figura 60: Gráfico de anisotropia planar por fração volumétrica de ferrita na seção

do plano da chapa dos materiais em questão

Outra característica microestrutural determinada foi o tamanho de grão dos materiais estudados, e como existe variação do mesmo nas seções pertinentes, como mostra a Tabela IV, existe defasagem entre as propriedades mecânicas nas diferentes orientações. Com o mesmo raciocínio anterior, pode-se montar gráficos das propriedades mecânicas por tamanho de grão. As figuras 61 a 63 mostram a relação limite de escoamento, limite de resistência e alongamento total dos corpos-de-prova de 0° e 90° em relação à laminação com seus respectivos tamanhos de grão médio na longitudinal e transversal, assim cada material representa dois pontos em cada gráfico. As figuras 64 e 65 referem-se à variação dos índices de anisotropia pela variação do tamanho e grão, para a seção do plano da chapa. O aço ABNT 1070 não está presente nestes gráficos, pois não foi efetuada a verificação de seu tamanho de grão, devido a sua matriz perlítica.



67

Figura 61: Gráfico de limite de escoamento nas orientações de 0° e 90° por seus respectivos tamanhos de grão médio na longitudinal e transversal dos materiais

em questão

Figura 62: Gráfico de limite de resistência nas orientações de 0° e 90° por seus respectivos tamanhos de grão médio na longitudinal e transversal dos materiais

em questão



68

Figura 63: Gráfico de alongamento total nas orientações de 0° e 90° por seus

respectivos tamanhos de grão médio na longitudinal e transversal dos materiais em questão

Figura 64: Gráfico de anisotropia média por tamanho de grão médio da seção do

plano da chapa dos materiais em questão



69

Figura 65: Gráfico de anisotropia planar por tamanho de grão médio da seção do

plano da chapa dos materiais em questão

Os dados relatados nas figuras 56 a 65 denotam que não foi possível estabelecer um padrão de resultados entre as relações das propriedades mecânicas com as características microestruturais, mostrando pontos muito dispersos nos gráficos, assim, não sendo possível admitir uma curva de tendência. Sabe-se que quanto maior é a fração volumétrica de ferrita, maior deve ser o alongamento total do material e menor o limite de resistência e de escoamento, fato não retratado na figura 58, devido a não total constituição ferrítica de todos os materiais. O mesmo se sucedeu à relação do tamanho de grão com as propriedades mecânicas, não havendo uma linearidade, como mostra as figuras 61 a 63. Verificando-se as figuras 59, 60, 64 e 65, que vinculam os índices de anisotropia médio e planar com a porcentagem volumétrica de ferrita e tamanho de grão médio não se percebe um padrão na influência destes aspectos microestruturais nos índices de anisotropia.



70

VII. CONCLUSÕES

� Diferentes características microestruturais nas diferentes seções de um aço estrutural propiciam o fenômeno da anisotropia mecânica e plástica em seu comportamento mecânico. Quanto maior é esta diferença microestrutural, maior é a defasagem entre as propriedades mecânicas nas diversas orientações.

� Aços estruturais em que se nota a semelhança microestrutural em suas diferentes seções são caracterizados por apresentarem proximidade entre as propriedades mecânicas nas diversas orientações, portanto, podendo ser considerados isotrópicos.

� O ensaio mecânico de tração é o método mais adequado para a obtenção do valor do expoente de encruamento, já que valores encontrados empiricamente não foram satisfatórios. Para uma estimativa inicial é valida a aproximação do expoente de encruamento com a máxima deformação uniforme apresentada pelo material, mas sabendo que para alguns materiais o valor estimado pode apresentar um significante erro.

� Não há relação matemática entre características microestruturais e as propriedades mecânicas, limite de escoamento, limite de resistência e alongamento total, para aços estruturais que possuem diferentes constituintes microestruturais.

� Não existe relação matemática que vincula características microestruturais com a anisotropia plástica apresentada por aços estruturais de diferentes constituições microestruturais.

� O método mais seguro para determinação dos índices de anisotropia e das propriedades mecânicas de aços estruturais é o ensaio mecânico de tração, não sendo possível estimar estas propriedades por um conjunto único de equações baseadas em características microestruturais.



71

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