KANTOVISCKI, Adriano Rogerio.pdf - PPGEM - UTFPR
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PR<br />
UNIVERSIDADE TECNOLÓGICA FEDERAL DO PARANÁ<br />
UNIVERSIDADE TECNOLÓGICA FEDERAL DO PARANÁ<br />
CAMPUS DE CURITIBA<br />
DEPARTAMENTO DE PESQUISA E PÓS-GRADUAÇÃO<br />
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA<br />
E DE MATERIAIS - <strong>PPGEM</strong><br />
ADRIANO ROGÉRIO <strong>KANTOVISCKI</strong><br />
CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL<br />
DE AÇOS DE ALTA RESISTÊNCIA E BAIXA LIGA<br />
TRIP 800<br />
CURITIBA<br />
AGOSTO/2005
ADRIANO ROGÉRIO <strong>KANTOVISCKI</strong><br />
CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL DE<br />
AÇOS DE ALTA RESISTÊNCIA E BAIXA LIGA<br />
TRIP 800<br />
Dissertação apresentada como requisito parcial<br />
à obtenção do título de Mestre em Engenharia,<br />
do Programa de Pós-Graduação em Engenharia<br />
Mecânica e de Materiais, Área de Concentração<br />
em Engenharia de Materiais, do Departamento<br />
de Pesquisa e Pós-Graduação, do Campus de<br />
Curitiba, da <strong>UTFPR</strong>.<br />
Orientador: Prof. Paulo César Borges, Doutor<br />
CURITIBA<br />
AGOSTO/2005
TERMO DE APROVAÇÃO<br />
ADRIANO ROGÉRIO <strong>KANTOVISCKI</strong><br />
CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL DE<br />
AÇOS DE ALTA RESISTÊNCIA E BAIXA LIGA<br />
TRIP 800<br />
Esta Dissertação foi julgada para a obtenção do título de mestre em engenharia,<br />
área de concentração em engenharia de materiais, e aprovada em sua forma final<br />
pelo Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica e de Materiais.<br />
_________________________________<br />
Prof. Silvio Luiz de Mello Junqueira, Ph.D<br />
Coordenador de Curso<br />
Banca Examinadora<br />
__________________________________<br />
Prof. Paulo César Borges , Doutor<br />
(<strong>UTFPR</strong>)<br />
__________________________________<br />
Prof. Carlos M. G. da Silva Cruz, Doutor<br />
(<strong>UTFPR</strong>)<br />
__________________________________<br />
Prof. Antonio Eduardo Martinelli, Ph.D.<br />
(UFRN)<br />
__________________________________<br />
Prof. Carlos Henrique da Silva, Doutor<br />
(<strong>UTFPR</strong>)<br />
Curitiba, 08 de agosto de 2005.
Anexos<br />
iii<br />
Dedico ao futuro e ao sucesso do Brasil<br />
e também à minha família.
Anexos<br />
iv<br />
AGRADECIMENTOS<br />
Os meus sinceros agradecimentos à <strong>UTFPR</strong> pela possibilidade de<br />
desenvolver o trabalho nas suas dependências e ao meu grande mestre, orientador<br />
e sincero amigo, Prof. Dr. Eng. Paulo César Borges, pelos ensinamentos,<br />
direcionamentos, discussões e comentários a respeito dos trabalhos realizados.<br />
Gostaria de agradecer à minha esposa, Andréia Lara Lopatko Kantoviscki e à<br />
minha filha Allana Lopatko Kantoviscki, pela paciência pelas muitas horas que deixei<br />
de lhes dedicar a devida atenção para dedicar-me a este trabalho.<br />
Aos meus pais, Plácido Rogério Kantoviscki e Edite Kantoviscki, pelos<br />
ensinamentos constantes a respeito da garra e da vontade de crescer como ser<br />
humano.<br />
Ao meu irmão, Douglas Kantoviscki, o maior incentivador de minha vida<br />
pessoal e profissional.<br />
A CSN – Companhia Siderúrgica Nacional e aos seus técnicos do Centro de<br />
Pesquisas pela ajuda na execução dos ensaios.<br />
Ao Engenheiro Ricardo de Melo Brito pelo apoio, orientação e exemplo tanto<br />
no campo pessoal como profissional.<br />
Aos técnicos da área de Qualidade da GalvaSud S.A., em especial ao Sr.<br />
João José de Moraes, que em nenhum momento mediram esforços para me ajudar<br />
na execução dos ensaios e no transporte de amostras ao Centro de Pesquisas da<br />
CSN.<br />
A TKS – Thyssen Krupp Stahl – Alemanha e seus Engenheiros pela doação<br />
das amostras e pela dicas e informações técnicas fornecidas.<br />
A BOSCH – Unidade de Curitiba pela realização dos ensaios de Raio-X.<br />
A CAPES/PROCAD pelo financiamento parcial deste trabalho.<br />
E a todas as outras pessoas, amigos e professores que me incentivaram e<br />
ajudaram na conclusão desta etapa.<br />
Á Deus, força maior de minha vida.
Anexos<br />
v<br />
“O teu espírito é o verdadeiro escudo”<br />
Morihei Ueshiba
Anexos<br />
vi<br />
<strong>KANTOVISCKI</strong>, <strong>Adriano</strong> Rogério, Caracterização Mecânica e Microestrutural de<br />
Aços de Alta Resistência e Baixa Liga TRIP 800, 2005, Dissertação (Mestrado em<br />
Engenharia) - Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica e de Materiais,<br />
Universidade Tecnológica Federal do Paraná, Curitiba, 2005.<br />
RESUMO<br />
O principal material empregado na fabricação de carrocerias automobilísticas é o<br />
aço aplicado na sua forma plana (chapas de aço). Em geral, quando é necessário o<br />
aumento de segurança e de desempenho em praticamente qualquer parte de um<br />
veículo sendo ele de qualquer natureza, utilizam-se aços especiais de alta<br />
resistência. Atualmente a aplicação dos aços de alta resistência na indústria<br />
automobilística está centrada nos aços DP (Dual Phase), nos aços TRIP<br />
(Transformation Induced Plasticity) e nos aços CP (Complex Phase), sendo os aços<br />
TRIP o objeto de estudo deste trabalho. A tecnologia para a produção destes<br />
materiais tem sido incrementada a cada dia, com melhores técnicas de<br />
processamento tais como: refinamentos microestruturais, laminação e recozimento<br />
contínuo controlado, tratamentos a vácuo, entre outros. Como resultado, a qualidade<br />
e a aplicabilidade destes novos materiais estão sendo incrementadas grandemente,<br />
sendo que a aplicabilidade destes aços pode ser ampliada para várias partes dos<br />
veículos com conseqüente diminuição de peso, sem mudanças significativas em<br />
custos estruturais. O objetivo deste trabalho foi caracterizar mecanicamente o aço<br />
de alta resistência TRIP 800, descrevendo suas mudanças microestruturais<br />
decorrentes do processo de deformação por estiramento uniaxial através de análises<br />
por microscopia óptica microscopia eletrônica de varredura e difração de raios-X.<br />
Este estudo enfatizou o fenômeno envolvido na transformação martensítica que<br />
ocorre no material com a aplicação de deformações visando melhor entendimento<br />
dos mecanismos de endurecimento envolvidos neste fenômeno, relacionando suas<br />
peculiaridades com a estabilidade da austenita residual e com a capacidade de<br />
conformação do material. A caracterização mecânica foi realizada através de<br />
ensaios de tração e a caracterização microestrutural foi realizada Microscopia<br />
Óptica, Microscopia Eletrônica de Varredura e Difração de Raios-X.
Anexos<br />
vii<br />
Os resultados obtidos de propriedades mecânicas e da caracterização<br />
microestrutural via Raios-X estão de acordo com as literaturas consultadas. Os<br />
resultados de caracterização microestrutural via Microscopia Óptica e Microscopia<br />
Eletrônica de Varredura não foram considerados satisfatórios em termos da<br />
confiabilidade dos resultados obtidos pela dificuldade na avaliação das<br />
microestruturas e na obtenção de uma solução adequada de ataque para a<br />
revelação das fases presentes. Neste trabalho, a difração de Raios-X se mostrou o<br />
método mais adequado para a caracterização metalúrgica das fases presentes antes<br />
e após a deformação aplicada no aço TRIP 800.<br />
Palavras chave: aços de alta resistência, aço TRIP, caracterização mecânica
Anexos<br />
viii<br />
ABSTRACT<br />
The main material used in the manufacture of automotive vehicle bodies are the<br />
plates of steel. In general, when it´s necessary an increasement of security and of<br />
performance in practically any part of the vehicle, of any nature, it is used especial<br />
steels of high resistance. Currently, the application of high resistance steel on the<br />
automotive industries is centered on DP steels (Dual Phase), TRIP steels<br />
(Transformation Induced Plasticity) and CP steels (Complex Phase), considering that<br />
the TRIP steels are the objects of study in this assignment. The technology for the<br />
production of these materials have been developed each day, with the bests<br />
processing techniques, such as: microstructural refinements, lamination and<br />
continuous and controlled annealing, vaccuum treatments, and so on. As a result, the<br />
quality and applicability of these new materials are being greatly developed; and this<br />
applicability can be amplified for several parts of the vehicles with a consequent<br />
reduction of weight, without significant changes in structural costs. The objective of<br />
this assignment was to mechanically characterize the high resistance steel TRIP 800,<br />
describing your microstructural changes resulted from the process of deformation by<br />
uniaxial strenght test, by optical microscopy analysis, scanning electron microscopy<br />
and rays-X diffraction. The Rays-X diffraction was the method more efficcient to do<br />
the methallurgycal characterization of the mycroestructural phases presents below<br />
and after the elongation applied in the TRIP 800 Steel.<br />
Key words: high resistance steels, TRIP steel, mechanical characterization
Anexos<br />
ix<br />
SUMÁRIO<br />
AGRADECIMENTOS................................................................................................<br />
RESUMO..................................................................................................................<br />
ABSTRACT...............................................................................................................<br />
LISTA DE FIGURAS.................................................................................................<br />
LISTA DE TABELAS.................................................................................................<br />
LISTA DE SIMBOLOS, ABREVIATURAS E SIGLAS...............................................<br />
iv<br />
vi<br />
viii<br />
xi<br />
xiv<br />
xv<br />
1. INTRODUÇÃO...................................................................................................... 1<br />
1.1 Premissas do Comportamento Mecânico dos Aços.................................... 1<br />
1.2 Aços para a Indústria Automobilística ........................................................ 1<br />
1.3 Aços TRIP – Introdução ............................................................................. 3<br />
2. AÇOS TRIP .......................................................................................................... 5<br />
2.1 Aspectos Metalúrgicos – Processamento ................................................... 5<br />
2.2 A Influência dos Elementos de Liga no Processamento............................. 9<br />
2.2.1 O Efeito do Carbono ....................................................................... 10<br />
2.2.2 O Efeito do Manganês..................................................................... 10<br />
2.2.3 O Efeito do Fósforo ......................................................................... 10<br />
2.2.4 O Efeito do Silício ..…………………………………………………….. 11<br />
2.2.5 O Efeito do Alumínio ....................................................................... 11<br />
2.2.6 O Efeito do Nióbio............................................................................ 12<br />
2.3 Aspectos Microestruturais ......................................................................... 12<br />
2.4 Comportamento Mecânico........................................................................... 16<br />
3. AVALIAÇÃO DE PROPRIEDADES MECÂNICAS DE CHAPAS DE AÇO........ 20
Anexos<br />
x<br />
3.1 Ensaio de Tração......................................................................................... 20<br />
4. METODOLOGIA EXPERIMENTAL.................................................................... 25<br />
4.1 Composição Química ................................................................................. 25<br />
4.2 Caracterização Mecânica............................................................................ 26<br />
4.3 Caracterização Microestrutural ................................................................... 27<br />
4.3.1 Microscopia Óptica........................................................................... 27<br />
4.3.2 Difração de Raios-X......................................................................... 28<br />
5. RESULTADOS E DISCUSSÕES...................................................................... 30<br />
5.1 Composição Química.................................................................................. 30<br />
5.2 Caracterização Mecânica ........................................................................... 31<br />
5.2.1 Propriedades Intrínsecas e para Conformação – Fase 1................ 31<br />
5.2.2 Repetibilidade de Resultados Gerados pela Instron – Fase 2......... 34<br />
5.2.3 Ensaios para a Quantificação da Austenita Retida – Fase 3........... 35<br />
5.3 Caracterização Microestrutural.................................................................... 37<br />
5.3.1 Microscopia Óptica........................................................................... 37<br />
5.3.2 Difração de Raios-X......................................................................... 42<br />
6. CONCLUSÕES.................................................................................................. 51<br />
7. TRABALHOS FUTUROS................................................................................... 53<br />
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS.......................................................................... 55<br />
ANEXO 1................................................................................................................... 62
Anexos<br />
xi<br />
LISTA DE FIGURAS<br />
Figura 1 - Fatores que influenciam o processo de fabricação de peças<br />
conformadas............................................................................................ 2<br />
Figura 2 - Perfil tempo x temperatura típico de um aço TRIP laminado a quente.... 5<br />
Figura 3 - Esquema de resfriamento controlado para aços Dual Phase e TRIP<br />
propostos por BLECK, 2002................................................................... 6<br />
Figura 4 - Diagrama Geral de Processamento dos Aços Dual Phase e Aços TRIP<br />
(Editado de BLECK, 2002)...................................................................... 6<br />
Figura 5 - Esquema de recozimento intercrítico aplicável a aços TRIP laminados<br />
a frio proposto por BLECK , 2002............................................................ 8<br />
Figura 6 - Efeitos dos principais elementos de liga no processamento de Aços<br />
TRIP......................................................................................................... 9<br />
Figura 7 - Esquema que mostra a mudança de nucleação da martensita assistida<br />
por tensão para induzida por deformação, dependendo da temperatura<br />
e da tensão.............................................................................................. 14<br />
Figura 8 - Representação esquemática da transformação martensítica em função<br />
da aplicação de esforços triaxiais, durante um ensaio de tração............ 15<br />
Figura 9 - Relação entre alongamento total e limite de escoamento de várias<br />
categorias de materiais de alta resistência amplamente utilizados na<br />
estrutura dos automóveis modernos, comprando com aços inoxidáveis<br />
de alta resistência.................................................................................... 16<br />
Figura 10 - Influência da taxa de resfriamento na fração de austenita retida e no<br />
limite de resistência para um aço TRIP 700............................................ 17<br />
Figura 11 - Resistência à tensão, alongamento e fração de austenita versus<br />
tempo de solubilização até 400 °C........................................................... 18<br />
Figura 12 - Relação entre Tensão, porcentagem de alongamento e porcentagem<br />
de austenita retida residual para um aço TRIP 800................................. 18<br />
Figura 13 - Geometria do corpo de prova para ensaio de tração.............................. 20<br />
Figura 14 - Curva tensão – deformação reais de um material que obedece a lei<br />
de encruamento exponencial, (a) em escala normal e (b) em escala<br />
log-log...................................................................................................... 21<br />
Figura 15 - Definições de anisotropia normal e planar............................................. 24
Anexos<br />
xii<br />
Figura 16 - Etapas de caracterização e avaliação do aço TRIP 800........................ 25<br />
Figura 17 - Esquema demonstrativo da região do corpo de prova da qual foram<br />
retiradas amostras para a avaliação microestrutural............................... 27<br />
Figura 18 - Evolução do coeficiente de encruamento n em função da deformação<br />
verdadeira................................................................................................ 33<br />
Figura 19 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 1 - 90° com o sentido de<br />
laminação.................................................................................................<br />
34<br />
Figura 20 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 2 - 90° com o sentido de<br />
laminação................................................................................................. 34<br />
Figura 21 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 3 - 90° com o sentido de<br />
laminação................................................................................................. 35<br />
Figura 22 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 4 - 90° com o sentido de<br />
laminação................................................................................................. 35<br />
Figura 23 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 6% - 90° com o sentido de<br />
laminação................................................................................................. 36<br />
Figura 24 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 12% - 90° com o sentido de<br />
laminação................................................................................................. 36<br />
Figura 25 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 18% - 90° com o sentido de<br />
laminação................................................................................................. 36<br />
Figura 26 - Microestrutura Aço TRIP 800 – 0% de estiramento............................... 37<br />
Figura 27 - Microestrutura Aço TRIP 800 – 6% de estiramento.............................. 38<br />
Figura 28 - Microestrutura Aço TRIP 800 – 12% de estiramento............................. 38<br />
Figura 29 - Microestrutura Aço TRIP 800 – 18% de estiramento............................. 38<br />
Figura 30 - Microestrutura esquemática – Aço TRIP 800......................................... 39<br />
Figura 31 - Modelo de distribuição de Ferrita e Austenita....................................... 40<br />
Figura 32 - Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 0% de<br />
Estiramento.............................................................................................. 41<br />
Figura 33 - Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 6% de<br />
Estiramento.............................................................................................. 41<br />
Figura 34 - Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 12% de<br />
Estiramento.............................................................................................. 42
Anexos<br />
xiii<br />
Figura 35 - Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 18% de<br />
Estiramento.............................................................................................. 42<br />
Figura 36 - Difratograma típico de um aço multifásico TRIP 800............................. 43<br />
Figura 37 - Região Espectral 2θ = 78.34° para amostra deformada em 0%<br />
(Gama)..................................................................................................... 44<br />
Figura 38 - Região Espectral 2θ = 105.68° para amostra deformada em 0% (Alfa) 44<br />
Figura 39 - Região Espectral 2θ = 127.33° para amostra deformada em 0%<br />
(Gama)..................................................................................................... 45<br />
Figura 40 - Região Espectral 2θ = 78.44° para amostra deformada em 6%<br />
(Gama)..................................................................................................... 45<br />
Figura 41 - Região Espectral 2θ = 105.78° para amostra deformada em 6% (Alfa) 46<br />
Figura 42 - Região Espectral 2θ = 127.48° para amostra deformada em 6%<br />
(Gama)..................................................................................................... 46<br />
Figura 43 - Região Espectral 2θ = 77.98° para amostra deformada em 12%<br />
(Gama)..................................................................................................... 47<br />
Figura 44 - Região Espectral 2θ = 105.26° para amostra deformada em 12%<br />
(Alfa) 47<br />
Figura 45 - Região Espectral 2θ = 127.14° para amostra deformada em 12%<br />
(Gama) .................................................................................................... 47<br />
Figura 46 - Região Espectral 2θ = 78.08° para amostra deformada em 18%<br />
(Gama)..................................................................................................... 48<br />
Figura 47 - Região Espectral 2θ = 105.43° para amostra deformada em 18%<br />
(Alfa) 48<br />
Figura 48 - Região Espectral 2θ = 127.27° para amostra deformada em 18%<br />
(Gama)..................................................................................................... 49<br />
Figura 49 - Gráfico - Relação entre Tensão de Resistência x Deformação x<br />
Austenita Retida....................................................................................... 49
Anexos<br />
xiv<br />
LISTA DE TABELAS<br />
Tabela 1 – Composições químicas típicas de vários tipos de aço TRIP................. 9<br />
Tabela 2 – Propriedades mecânicas de vários tipos de Aço TRIP segundo a<br />
THYSSEN................................................................................................................. 19<br />
Tabela 3: Soluções, concentrações e tempo de ataque para Aços TRIP................. 28<br />
Tabela 4: Composição química do aço TRIP 800 avaliado...................................... 30<br />
Tabela 5: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Ângulo 0° com relação ao<br />
sentido de laminação................................................................................................ 32<br />
Tabela 6: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Ângulo 45° com relação<br />
ao sentido de laminação........................................................................................... 32<br />
Tabela 7: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Ângulo 90° com relação<br />
ao sentido de laminação........................................................................................... 32<br />
Tabela 8: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 avaliado – Fase 1 - Valores<br />
Médios de Três Ensaios............................................................................................ 32<br />
Tabela 9: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 avaliado – Fase 2................. 34<br />
Tabela 10: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Fase 3.............................. 35<br />
Tabela 11: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 – 0% de deformação.. 44<br />
Tabela 12: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 – 6% de deformação.. 45<br />
Tabela 13: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 – 12% de deformação 46<br />
Tabela 14: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 – 18% de deformação 48<br />
Tabela 15: Valores de distância interplanar (d) e parâmetro de rede para a<br />
Martensita de acordo com seus teores de carbono.................................................. 62<br />
Tabela 16: Valores de distância interplanar (d) para a austenita.............................. 63
Anexos<br />
xv<br />
LISTA DE SIMBOLOS, ABREVIATURAS E SIGLAS<br />
ABNT – Associação Brasileira de Normas Técnicas<br />
ARBL – Alta Resistência e Baixa Liga<br />
BH – Efeito / aço “bake hardening”<br />
CAL – Continuous annealing line<br />
CAPL – Continuous annealing and processing line<br />
CP – Aços “Complex Phase”<br />
d – Distância Interplanar<br />
JCPDS – Joint Commitee on Powder Diffraction Standards<br />
LE – Limite de Escoamento<br />
LR – Limite de Resistência<br />
% AL – Porcentagem de Alongamento<br />
Ms – Transformação martensítica<br />
n – Expoente de encruamento<br />
PM – “partial martensitic”<br />
r – Coeficiente de anisotropia<br />
TIBT – Temperatura de transformação isotérmica da bainita
Anexos<br />
xvi<br />
tICA – Tempo de permanência na temperatura intercrítica<br />
TICA – Temperatura Intercrítica<br />
TMS – Aços martensíticos Thyssen<br />
Tsol – Temperatura de solubilização<br />
TRIP – Aços com efeito “transformation induced plasticity”<br />
ULSAB - AVC – Ultra ligth steel auto body – Advanced vehicle concept
Anexos 18
Anexos 1<br />
1.0 INTRODUÇÃO<br />
1.1 PREMISSAS DO COMPORTAMENTO MECÂNICO DOS AÇOS<br />
Já é classicamente conhecido em metalurgia que o aumento do Limite de<br />
Resistência e do Limite de Escoamento fazem diminuir a porcentagem de<br />
alongamento uniforme (ZACKAY, et al. 1967), sendo que o alongamento uniforme é<br />
uma grandeza que possui grande importância nas aplicações de conformação, tais<br />
como em componentes automotivos estampados. Sabe-se também que a taxa de<br />
endurecimento ou encruamento produzida pelas interações das discordâncias é<br />
inadequada para compensar o aumento de tensão na região de estricção sendo que<br />
outros mecanismos já estão sendo discutidos com respeito a este tema na<br />
comunidade científica especializada em metalurgia. Este encruamento ou<br />
endurecimento gera por conseqüência um menor alongamento antes da região de<br />
estricção e um alto expoente ou coeficiente de encruamento, n, quando se avaliam<br />
corpos ensaiados em ensaios de tração. Uma maior interação das discordâncias<br />
pode também ser produzida com a aplicação de uma deformação plástica com o<br />
objetivo de aumentar a tensão de escoamento (PARISH, 2000).<br />
Transformações de fase também podem ocorrer durante a deformação<br />
plástica, tomando-se como exemplo a transformação de austenita em martensita<br />
quando se aplicam deformações com valores suficientes para provocar este efeito<br />
(austenita em aços austeníticos metaestáveis ou austenita retida em aços<br />
multifásicos) aumentado assim o encruamento localizado. Este processo pode<br />
também gerar ganhos no alongamento total e aumentos de ductibilidade e<br />
conformabilidade, sem grandes diminuições de resistência mecânica, devido a<br />
alterações volumétricas ocorridas como resultado destas transformações de fase.<br />
(PARISH, 2000).<br />
1.2 AÇOS PARA A INDÚSTRIA AUTOMOBILÍSTICA<br />
Um dos paradigmas atuais da ciência dos materiais é a tentativa do aumento<br />
de resistência mecânica do aço sem prejudicar a sua capacidade de deformação<br />
nos processos de conformação mecânica. As chapas de aço utilizadas na indústria
Anexos 2<br />
automobilísticas em geral requerem boa resistência mecânica e boa capacidade de<br />
conformação (SCHEID et al , 2003).<br />
Além das propriedades relacionadas dos materiais citadas acima, existem<br />
outros fatores que influenciam no processo de fabricação e nas propriedades dos<br />
materiais usados para a fabricação de carrocerias e que estão elucidados no<br />
diagrama da Figura 1.<br />
Profundidade<br />
de Estampagem<br />
Dobramento<br />
Retorno Elástico<br />
Encruamento<br />
Microestrutura<br />
Estiramento<br />
ESPESSURA<br />
CONFORMAÇÃO<br />
PLÁSTICA<br />
Embutimento<br />
RESISTÊNCIA<br />
Flambagem<br />
Revestimento<br />
Resistência ao<br />
Impacto<br />
Rugosidade<br />
SUPERFÍCIE DA<br />
CHAPA<br />
Lubrificação<br />
Atrito<br />
Abrasividade<br />
Anisotropia<br />
Envelhecimento<br />
Seqüência de<br />
conformação<br />
Projeto<br />
PROPRIEDADES<br />
INTERNAS<br />
Pureza<br />
Desenho de<br />
Raios<br />
COMPONENTES<br />
GEOMÉTRICOS<br />
Compensadore<br />
s<br />
Ajuste<br />
Chapa de<br />
Aço<br />
Superfície<br />
Temperatura<br />
FERRAMENTA<br />
Folga<br />
EQUIPAMENTOS<br />
MECÂNICOS<br />
Tipo de aço<br />
Raios<br />
Controle<br />
Folga de<br />
corte<br />
FERRAMENTA DE<br />
CORTE<br />
Profundidade<br />
de Dureza<br />
Estabilidade<br />
Ângulo de<br />
corte<br />
Microestrutura<br />
Figura 1: Fatores que influenciam o processo de fabricação<br />
de peças conformadas. (<strong>KANTOVISCKI</strong>, 2001).<br />
Os desenvolvimentos mais modernos das empresas siderúrgicas para a<br />
obtenção de boas características metalúrgicas são a utilização rotineira dos<br />
seguintes processos (HOUBAERT et al. 2000):<br />
• Recozimento contínuo, tipo CAL (¨continuous annealing line¨): A tira endurecida<br />
pela laminação a frio passa por um processo de recozimento contínuo através de<br />
diferentes zonas de aquecimento e resfriamento, com velocidades que variam<br />
entre 60 a 120 m/min.
Anexos 3<br />
• Recozimento contínuo, tipo CAPL (¨continuous annealing and processing line¨):<br />
Neste caso se incluem outros processamentos além do recozimento, como por<br />
exemplo, a decapagem e/ou laminação de encruamento (¨skin-pass¨ ou ¨temperrolling¨).<br />
• Metalurgia em vácuo: Permite reduzir a quantidade de elementos intersticiais,<br />
como o carbono e o nitrogênio e obter aços mais puros, reduzindo assim a<br />
quantidade de inclusões e carbonetos formados.<br />
A grande maioria das partes que compõem uma carroceria automotiva e que<br />
colaboram no aumento da segurança e no alto desempenho são feitas de aços<br />
especiais de alta resistência. A elaboração destes aços é complexa e necessita de<br />
várias etapas, sendo que algumas destas etapas já foram citadas acima<br />
(LAGNEBORG, 1992).<br />
Nos anos 70, os aços microligados seguidos dos aços ligados com fósforo<br />
marcaram o início destes novos desenvolvimentos (FLORES et al, 1998). Na década<br />
de 80 surgem os aços Dual Phase (DP), "Bake-Hardenig Steels" (BH) e os aços IF<br />
(Intersticial-Free – Livre de Intersticiais - Ultra Baixo Carbono) (HOUBAERT et al ,<br />
1996). Nos anos 90 surgiram os aços que apresentam a transformação induzida por<br />
deformação (TRIP), objeto deste estudo. Mais recentemente surgiram os aços com<br />
ultra-alta resistência como os aços CP (Complex Phase) e os aços TMS (Thyssen<br />
Martensitic Steels). (HOUBAERT, 1996).<br />
1.3 AÇOS TRIP – INTRODUÇÃO<br />
ZACKAY et al. (1967), criaram o termo “TRIP’ quando estavam trabalhando<br />
com aços de alta liga austeníticos. Depois, os aços TRIP foram estudados mais<br />
detalhadamente por MATSUMURA et al. (1987). Através do estudo de<br />
processamento de vários aços, eles observaram que alta resistência e boa<br />
conformabilidade podem ser obtidas com a transformação de austenita para<br />
martensita quando esta transformação for induzida por uma deformação aplicada no<br />
material.<br />
Mais atualmente o termo “Aços TRIP” está sendo usado para designar os<br />
aços multifásicos que contém uma pequena fração volumétrica de austenita retida<br />
(entre 5% e 15% ,dependendo do histórico de processamento termomecânico e da<br />
composição química do aço) em uma matriz ferrita-bainita. A austenita aumenta a
Anexos 4<br />
ductilidade do material pela sua transformação para martensita após deformação<br />
(BLECK, 2002)<br />
Estes aços apresentam melhor relação entre resistência e ductilidade quando<br />
comparados com os aços microligados de alta resistência, resultante da<br />
microestrutura formada no final do processo de recozimento contínuo: uma matriz<br />
ferrítica dúctil, uma fase bainítica dura e austenita retida residual. Esta austenita é<br />
transformada em martensita quando uma deformação considerável é aplicada no<br />
material (processo de conformação plástica, por exemplo). Este fenômeno induz a<br />
um aumento de volume de martensita no material e aumento da ductilidade do<br />
material na direção da tensão provocando o chamado “Efeito TRIP” (CORNETTE, et<br />
al . 2001). Este tema será tratado com mais detalhes nas seções subseqüentes.<br />
Estes aços são de grande interesse para a indústria automotiva pelo seu<br />
potencial de combinação de alta resistência e boa conformabilidade aliados a um<br />
preço competitivo. A alta resistência influencia diretamente nos resultados dos testes<br />
de Crash e redução de peso da carroceria. Os estudos destes aços demonstram<br />
também que ele apresenta boa conformabilidade e possui grande potencial de<br />
aplicação em peças de conformação mais severas tais como as de estampagem<br />
profunda (ROMANO et al, 2000).<br />
Neste trabalho realizou-se um estudo a respeito das propriedades mecânicas<br />
e dos mecanismos microestruturais de endurecimento do aço TRIP 800 fabricado<br />
pela Thyssen Krupp - Alemanha. Este estudo enfatizou o fenômeno envolvido na<br />
transformação martensítica que ocorre no material com a aplicação de deformações<br />
visando melhor entendimento dos mecanismos de endurecimento envolvidos neste<br />
fenômeno, relacionando suas peculiaridades com a estabilidade da austenita<br />
residual e com a capacidade de conformação do material. A caracterização<br />
mecânica foi realizada através de ensaios de tração. A caracterização<br />
microestrutural foi realizada através de Microscopia Óptica, Microscopia Eletrônica<br />
de Varredura e Difração de Raios-X.
Anexos 5<br />
2.0 AÇOS TRIP<br />
2.1 ASPECTOS METALÚRGICOS – PROCESSAMENTO<br />
O desenvolvimento recente dos aços TRIP mostra que muitas das<br />
propriedades mecânicas apresentadas por este material são dependentes em<br />
primeira análise da estabilidade de algumas fases residuais presentes em sua<br />
microestrutura. Os aços TRIP modernos são produzidos basicamente de duas<br />
maneiras: laminados a quente e/ou laminados a frio e recozidos. A Figura 2 mostra<br />
um diagrama que demonstra o perfil de tempo x temperatura típica de um aço TRIP<br />
laminado a quente.<br />
Temperatura (°C)<br />
Tγ<br />
A3<br />
TICA<br />
A1<br />
Laminação<br />
TIBT<br />
tICA<br />
tIBT<br />
Tempo<br />
Figura 2: Perfil tempo x temperatura típico de um aço TRIP laminado a<br />
quente (Editado de ENGL et al . 1998)<br />
Primeiramente as placas são aquecidas e mantidas por tempo suficiente para<br />
que ocorra a homogeneização numa temperatura de austenitização (Tγ), seguido de<br />
decapagem e aplicação de deformações de laminação em temperaturas<br />
decrescentes. Em seguida, o material é recozido numa temperatura intercrítica<br />
(TICA) onde A1
Anexos 6<br />
transformação isotérmica da Bainita TIBT é esperado que uma certa porcentagem<br />
da austenita se transforme em ferrita. O material é então bobinado quando se<br />
aproxima da temperatura de transformação isotérmica da Bainita TIBT,<br />
permanecendo num estado isotérmico ou quase isotérmico durante algum tempo. A<br />
Figura 3 (BLECK, 2002) mostra um esquema de resfriamento proposto para a<br />
produção de tiras a quente de aços TRIP, onde se compara com um esquema<br />
estabelecido para a produção de aços Dual Phase.<br />
Figura 3: Esquema de resfriamento controlado para aços Dual Phase e TRIP<br />
propostos por BLECK, 2002.<br />
A Figura 4 (BLECK, 2002) mostra um diagrama geral de processamento dos<br />
aços Dual Phase e Aços TRIP.<br />
Figura 4: Diagrama Geral de Processamento dos Aços Dual Phase e Aços<br />
TRIP (Editado de BLECK, 2002).
Anexos 7<br />
Para os aços Dual Phase, a taxa de resfriamento deve ser baixa o suficiente<br />
de modo a possibilitar que aproximadamente 85% da austenita se transforme em<br />
ferrita, ocorrendo um enriquecimento de carbono da austenita remanescente. Ao<br />
mesmo tempo, a taxa de resfriamento deve ser alta o suficiente para evitar a<br />
formação de perlita e bainita e garantir a formação de martensita durante o<br />
bobinamento a temperaturas baixas. Portanto, neste esquema é necessário inserir<br />
um tratamento na faixa de temperaturas intercríticas de modo a se ter um controle<br />
da cinética de formação máxima da ferrita.<br />
Para aços TRIP de baixa liga é aplicada uma taxa de resfriamento ainda mais<br />
baixa, uma vez que a formação da ferrita é atrasada devido ao efeito dos elementos<br />
de liga e às concentrações mais altas de carbono. Da mesma forma que ocorre nos<br />
aços Dual Phase, nos aços TRIP é necessário um controle da velocidade de<br />
resfriamento na mesa de acabamento do laminador de tiras a quente de modo a<br />
obter de 50 a 60% de ferrita pró-eutetóide. Entretanto, nos aços TRIP é necessário<br />
que o bobinamento seja realizado na faixa de temperatura da formação de bainita<br />
(ao redor de 400 a 500 °C), para se obter entre 25 a 40% de bainita entremeada de<br />
5 a 15% de austenita retida (BLECK, 2002). A austenita retida é metaestável uma<br />
vez que o enriquecimento de carbono da austenita remanescente das<br />
transformações ferríticas (pró-eutetóide e bainítica) desloca a temperatura de início<br />
de formação de martensita para temperaturas menores que a temperatura ambiente.<br />
Quando se trata de laminação a frio é necessário que o estado de partida do<br />
aço TRIP apresente alta ductilidade, em virtude da presença de uma microestrutura<br />
constituída por ferrita e perlita. Essa microestrutura origina-se da aplicação de uma<br />
temperatura de bobinamento muito alta, ao redor de 700 °C, segundo BLECK, 2002.<br />
Após a laminação a frio, o material é então submetido a um tratamento<br />
térmico (reaquecido no forno de recozimento/linha de zincagem contínua) até uma<br />
temperatura intercrítica. Este tratamento intercrítico é composto por duas etapas,<br />
sendo a primeira um recozimento intercrítico na faixa de temperaturas entre 780 e<br />
880 °C, seguido de um resfriamento rápido até atingir a faixa de temperatura entre<br />
350 e 500 °C, onde a maior parte da austenita é transformada em bainita, seguido<br />
de um resfriamento ao ar.<br />
A Figura 5 mostra um esquema do recozimento intercrítico aplicável a aços<br />
TRIP laminados a frio (BLECK, 2002).
Anexos 8<br />
Figura 5: Esquema de recozimento intercrítico aplicável a aços TRIP<br />
laminados a frio proposto por BLECK (2002).<br />
A microestrurura após o recozimento intercrítico apresenta uma porcentagem<br />
aproximadamente igual de ferrita e austenita, mas ao contrário da microestrutura dos<br />
aços TRIP laminados à quente, parte da ferrita já estava na microestrura antes do<br />
recozimento sendo que, outra parte se formou durante o resfriamento a partir da<br />
temperatura intercrítica. De um modo geral, as frações volumétricas dos diferentes<br />
produtos de transformação, obtidas através do recozimento intercrítico (após a<br />
laminação à frio) são análogas às obtidas nos aços multifásicos laminados a quente.<br />
O resfriamento é interrompido acima da temperatura de início de<br />
transformação martensítica (Ms). Taxas muito baixas de resfriamento podem<br />
diminuir a fração de austenita retida com conseqüente aumento das quantidades de<br />
ferrita e perlita. Altas taxas não são favoráveis à transformação austenítica. Se o<br />
nível de carbono remanescente na austenita é baixo, ocorre a formação de<br />
martensita, gerando altos níveis de resistência à tração e baixa ductilidade.<br />
Até 400°C, temperatura de início de solubilização, ocorreu pouca ou nenhuma<br />
transformação bainítica, o teor de carbono na austenita é baixo e conseqüentemente<br />
a transformação martensítica é alta, gerando martensita e alta resistência à tração<br />
com baixa fração de austenita.
Anexos 9<br />
2.2 A INFLUÊNCIA DOS ELEMENTOS DE LIGA NO PROCESSAMENTO<br />
A figura 6 mostra um diagrama TTT simplificado (BLECK, 2002) onde estão<br />
resumidos os efeitos principais dos elementos de liga no processamento dos aços<br />
TRIP. O conhecimento das ações e interações destes elementos é fundamental para<br />
a compreensão do desenvolvimento microestrutural e para o controle das<br />
transformações de fase de austenita para ferrita com diferentes quantidades de<br />
carbono. Segundo BLECK, 2002, este diagrama resume que para os aços TRIP a<br />
supressão da precipitação de carbonetos durante a transformação bainítica (gerada<br />
principalmente pelo teor de Silício e Alumínio) parece ser de fundamental<br />
importância no processo de fabricação do referido material.<br />
Austenitização<br />
Resfriamento<br />
Temperatura (°C)<br />
Si, Al, P<br />
Si, Al, P<br />
A<br />
Si, Al, P, V, Nb<br />
Ferrita<br />
C, Mn, Cr, Mo<br />
A<br />
Ms<br />
Bainita<br />
C, Mn, Nb<br />
Al<br />
C, Mn, Si,<br />
Mo, Nb<br />
Figura 6: Efeitos dos principais elementos de liga no processamento de aços<br />
TRIP (BLECK, 2002)<br />
Os elementos de liga mais importantes para este aço são Mn, Si, P e Al.<br />
A Tabela 1 mostra a composição química de vários tipos de aços TRIP em<br />
porcentagem de massa (BLECK, 2002).<br />
Tempo<br />
Tabela 1: Composição química de vários tipos de aços TRIP (BLECK, 2002).<br />
TIPO C Mn P Si Al Nb V<br />
Mn-Si 0.20 1.50 ---- 1.50 ---- ---- ----<br />
Mn-Al 0.20 1.50 ---- 0.10 1.80 ---- ----<br />
Mn-P 0.15 2.00 0.03 ---- ---- ---- ----<br />
Mn-Si-Al 0.30 1.50 ---- 0.30 1.20 ---- ----<br />
Mn-Si-P 0.15 1.50 0.01 0.60 ---- ---- ----<br />
Mn-Si-Nb 0.20 1.50 ---- 1.5 ---- 0.04 ----<br />
Mn-Si-V 0.15 1.50 ---- 0.6 ---- ---- 0.06
Anexos 10<br />
2.2.1 O EFEITO DO CARBONO<br />
O carbono é o principal elemento de liga pelo qual todas as transformações<br />
de fase são notavelmente afetadas e através do qual a microestrutura final e as<br />
propriedades mecânicas são controladas. A concentração de carbono é um dos<br />
fatores de que depende a estabilidade da austenita, o que torna possível a presença<br />
de austenita retida na temperatura ambiente. Entretanto, outras exigências tais como<br />
a soldabilidade, limitam o teor de carbono a valores em torno de 0.25%.<br />
2.2.2 O EFEITO DO MANGANÊS<br />
Primeiramente, o manganês é um elemento estabilizante da austenita.<br />
Verifica-se em SVERDLIN et al, 1997 que para a adição de 1% em massa de Mn<br />
ocorre uma redução de 50°C na temperatura Ms. Esta é a maior redução entre os<br />
elementos substitucionais. Grandes adições de Manganês são usadas na fabricação<br />
de vários aços TRIP e estão na ordem de 1,5 a 2,5% em massa (JAQUES et al,<br />
1998). Devido à propensão do manganês em estabilizar a austenita, ele contribui<br />
grandemente para a fração volumétrica de austenita retida.<br />
O manganês também aumenta a solubilidade do carbono na austenita,<br />
permitindo um enriquecimento adicional e diminuindo a reação perlítica, aumentando<br />
as faixas de resfriamento. Níveis excessivos deste elemento podem promover a<br />
precipitação de carbonetos na austenita. O manganês juntamente com o silício,<br />
pode afetar a tensão superficial do aço prejudicando ou até impossibilitando o<br />
processo de zincagem por imersão a quente (ZHAO, 1992).<br />
2.2.3 O EFEITO DO FÓSFORO<br />
Aumentando-se a quantidade de fósforo aumenta-se proporcionalmente a<br />
quantidade de austenita retida, principalmente quando este está na presença de Si<br />
ou Al (BLECK, 2002). Este comportamento é atribuído à ocorrência de diversos<br />
fatores que atuam simultaneamente. Primeiramente, o fósforo e o silício inibem a<br />
formação de carbetos, deixando mais carbono em solução para enriquecimento da<br />
austenita. Outro fator a considerar é que o fósforo é um elemento que provoca maior<br />
dureza no aço e maior resistência mecânica quanto está em solução sólida pelo
Anexos 11<br />
aumento da contração interna da matriz. Esta contração pode aumentar a retenção<br />
da austenita (CHEN et al, 1989).<br />
2.2.4 O EFEITO DO SÍLÍCIO<br />
O silício não é um elemento estabilizante da austenita. Na verdade ele eleva a<br />
temperatura eutetóide ferrita-austenita e reduz significativamente a atividade do<br />
carbono na ferrita (SMITH, 1993). Entretanto é usual se adicionar quantidades de<br />
silício nos aços TRIP variando de 1,5 a 2,5% em massa com o objetivo de aumentar<br />
a porcentagem de austenita retida (TSUKATANI et al, 1991).<br />
A explicação para a contradição exposta acima (Si não estabiliza a austenita<br />
mas, pode colaborar para aumento de sua quantidade) é a de que o silício diminui a<br />
velocidade de precipitação de carbetos, especialmente da cementita, por ser um<br />
elemento grafitizante. O silício tem baixa solubilidade na cementita, ou seja, aços<br />
com alto teor de silício não criam condições adequadas para a formação de grandes<br />
quantidades de cementita dificultando a conseqüente formação de perlita. Assim<br />
uma maior quantidade de carbono permanece livre para enriquecer a austenita e<br />
favorecer sua estabilização, diminuindo a temperatura de início de transformação<br />
martensítica (DE MEYER et al, 1999)<br />
2.2.5 O EFEITO DO ALUMÍNIO<br />
O Alumínio tem um comportamento muito similar ao comportamento do silício,<br />
ou seja, facilita a precipitação de carbetos. Alguns estudos mostram que o alumínio<br />
sozinho ou sua combinação com o fósforo podem ser substituídos em todo, ou em<br />
partes, pelo silício em aços TRIP devido ao seu baixo potencial de endurecimento<br />
por solução sólida. (TRAINT, 2000). O Alumínio é, também, formador de ferrita, e<br />
apesar de não ser solúvel na cementita, apresenta um efeito mais fraco na<br />
supressão da formação de carbetos, quando comparado com o Silício. (VERLINDEN<br />
et al, 2001). Como desvantagem do uso do alumínio, pode-se mencionar o aumento<br />
acentuado da temperatura Ms.<br />
2.2.6 O EFEITO DO NIÓBIO
Anexos 12<br />
Sendo o nióbio um elemento fortemente formador de carbonetos, ele atua<br />
como refinador de grãos. Durante as transformações da austenita em ferrita próeutetóide<br />
e para ferrita bainítica, a taxa de nucleação desses microconstituintes é<br />
muito aumentada, levando a um enriquecimento maior de carbono na austenita<br />
remanescente nessas transformações, favorecendo a estabilidade da mesma. Isso<br />
conduz a uma maior conformabilidade, devido ao aumento do efeito TRIP associado<br />
à austenita remanescente.<br />
A presença do nióbio em solução sólida pode favorecer o enriquecimento de<br />
carbono da austenita, contribuindo assim na sua estabilidade (BLECK et al, 1998).<br />
2.3 ASPECTOS MICROESTRUTURAIS<br />
Um número muito grande de estudos está sendo desenvolvido objetivando-se<br />
o endurecimento por deformação em aços multifásicos, como é o caso do aço TRIP<br />
(PARISH, 2000). Para a explicação do mecanismo de endurecimento por<br />
deformação que acontece nos aços multifásicos, alguns pesquisadores estão<br />
aplicando a teoria do endurecimento por deformação proposta por Ashby em seus<br />
trabalhos a respeito da deformação plástica de materiais não homogêneos (ASHBY,<br />
1970). Os resultados obtidos são consistentes e a aplicação desta teoria para os<br />
aços multifásicos ainda está em fase de desenvolvimento (PARISH, 2000).<br />
Os estudos desenvolvidos atualmente apontam para a mesma direção, ou<br />
seja, o aumento da fração volumétrica de uma segunda ou terceira fase (austenita<br />
e/ou martensita) resulta em um aumento de resistência mecânica e também em um<br />
aumento do endurecimento por deformação (encruamento).<br />
O controle da transformação de austenita retida metaestável em martensita<br />
durante a deformação elástica é um dos aspectos mais importantes para se definir o<br />
comportamento mecânico dos aços multifásicos de baixa liga. Em geral, isso requer<br />
que a deformação seja realizada acima da temperatura de início de transformação<br />
martensítica, mas abaixo de uma temperatura que caracteriza a instabilidade<br />
mecânica da fase austenítica.<br />
Durante o resfriamento contínuo até a temperatura ambiente, a austenita<br />
pode se transformar espontaneamente em martensita caso não esteja<br />
suficientemente enriquecida com carbono, sem a necessidade de deformação.<br />
Geralmente, os sítios preferenciais de nucleação são os defeitos do reticulado
Anexos 13<br />
cristalino, tais como defeitos pontuais, lacunas, discordâncias, defeitos de<br />
empilhamento, maclas, interfaces e pequenos precipitados.<br />
A transformação de austenita para martensita influencia diretamente nos<br />
mecanismos de arranjo das discordâncias, tanto com sua propagação como com o<br />
arranjo espacial e deslizamento. Faz-se uma analogia ao fenômeno da maclagem<br />
por que desta maneira se consegue compreender a maioria dos parâmetros que<br />
exercem influência direta na propagação das discordâncias e que influenciam<br />
diretamente a transformação martensítica (MOULIN, 2001).<br />
Nestes sítios preferenciais citados acima existem certos arranjos atômicos<br />
favoráveis para a nucleação da martensita, os quais poderiam ser transformados em<br />
martensita estável, através de vibrações térmicas dos reticulados, ou mesmo por<br />
tensões aplicadas (BHADESHIA, 2001). Os defeitos do reticulado que se encontram<br />
perto dos contornos de grão tendem a migrar para estes lugares, diminuindo<br />
conseqüentemente o número de sítios de nucleação próximos aos contornos. Além<br />
disso, o crescimento das placas de martensita é impedido pelos contornos de grãos.<br />
Isso mostra que materiais com grãos finos tendem a apresentar uma forte<br />
estabilização da austenita (BHADESHIA, 2001).<br />
A aplicação de tensões ou deformações produz um aumento na quantidade<br />
de defeitos cristalinos na austenita, especialmente do número de discordâncias, o<br />
que aumenta o número de sítios para o início da transformação martensítica. A<br />
deformação plástica excessiva pode, entretanto, estabilizar mecanicamente a<br />
austenita e suprimir a transformação, já que um aumento na densidade de<br />
discordâncias pode provocar um aumento dos sítios potenciais de nucleação. Muita<br />
deformação pode introduzir restrições ao crescimento dos núcleos, em decorrência<br />
das tensões internas produzidas. Esse efeito de estabilização também pode ser<br />
provocado pela deformação plástica devido à acomodação das tensões em torno de<br />
uma placa de martensita formada, sem a aplicação de forças externas<br />
(BHADESHIA, 2001).<br />
Acima da temperatura de início de transformação martensítica (Ms), a<br />
austenita pode se transformar em martensita sob deformação. De acordo com a<br />
σ<br />
figura 7 (BLECK, 2002), as temperaturas M s e M d (sob aplicação de tensão ou<br />
quando deformada) são normalmente utilizadas para descrever a estabilidade da<br />
austenita, visto que elas definem a resistência que o material oferece à<br />
σ<br />
transformação na presença de tensão ou deformação. A temperatura M s é aquela
Anexos 14<br />
na qual a natureza da transformação da austenita retida em martensita muda da<br />
assistida por tensão para induzida por deformação.<br />
Temperatura<br />
Figura 7: Esquema que mostra a mudança de nucleação da martensita<br />
assistida por tensão para induzida por deformação, dependendo da<br />
temperatura e da tensão (BLECK, 2002).<br />
σ<br />
Entre M s e M s (trecho AB), a nucleação é originada somente por esforços do<br />
tipo elástico, e ocorre em muitos sítios onde poderia ser originada por resfriamento<br />
(abaixo de M s ) tais como: subestruturas de deformação e configurações de<br />
discordâncias.<br />
Na temperatura M σ<br />
s a tensão necessária para iniciar a transformação<br />
martensítica é igual ao limite de escoamento da austenita (ponto B). Acima desta<br />
temperatura (trecho BC), a austenita é deformada e a nucleação da martensita é<br />
induzida por deformação plástica, sendo que a tensão correspondente permanece<br />
aproximadamente constante (início do trecho BC). Neste caso, a nucleação da<br />
martensita depende da formação de novos sítios, os quais aparecem como produto<br />
das interações entre as discordâncias. As intersecções das bandas de cisalhamento<br />
na austenita metaestável têm se mostrado como sítios efetivos para a nucleação da<br />
martensita induzida por deformação. As bandas de cisalhamento podem se<br />
apresentar na forma de martensita ε’, maclas mecânicas, ou grupos densos de<br />
defeitos de falhas de empilhamento. Quando se atinge uma temperatura M d , a
Anexos 15<br />
transformação de austenita em martensita é suprimida devido à estabilidade<br />
mecânica da austenita nessa temperatura.<br />
Em aços TRIP de baixa liga, a estabilidade da austenita também depende<br />
consideravelmente da geometria e da orientação dos planos atômicos no reticulado<br />
cristalino (BLECK, 2002). Uma vez que a transformação da austenita em martensita<br />
é acompanhada por uma expansão de volume, a austenita será estabilizada pela<br />
presença de uma pressão hidrostática no reticulado. Estima-se que o efeito da<br />
tensão hidrostática diminua a temperatura M s aproximadamente 10 °C por cada 100<br />
MPa.<br />
A transformação da martensita sob tensão pode ser explicada pelo esquema<br />
da figura 8 (BLECK, 2002), que mostra uma porção do volume da martensita (α’)<br />
que se forma na austenita (γ) circundada por grãos vizinhos de ferrita (α) e ferrita<br />
bainítica (α b ). A variação de volume associado à transformação martensítica dos<br />
aços carbono é da ordem de 2 a 5%.<br />
Figura 8: Representação esquemática da transformação martensítica em função<br />
da aplicação de esforços triaxiais, durante um ensaio de tração (BLECK, 2002).<br />
Quando há ausência de pressão hidroestática (P), a transformação da<br />
austenita retida em martensita com uma tensão de tração aplicada (σ 1 ) deve-se a<br />
uma tensão de cisalhamento (τ) paralela ao plano de hábito (plano preferencial de<br />
deformação) e a uma tensão normal (σ) perpendicular a este. Na ausência da tensão<br />
de tração, a pressão hidroestática diminui a temperatura M s devido à tensão de<br />
cisalhamento ser igual a zero e a dilatação ser suprimida. Uma interação entre<br />
tensão de tração e pressão hidroestática não muda a tensão de cisalhamento,<br />
portanto, a austenita retida é sujeita a um estado de tensão com uma razão de
Anexos 16<br />
cisalhamento-dilatação mais alta que irá suprimir a transformação, mas promoverá o<br />
deslocamento por deslizamento na austenita.<br />
2.4 COMPORTAMENTO MECÂNICO<br />
Apesar dos desafios inerentes ao controle dos parâmetros de processamento<br />
para se atingir a microestrutura multifásica, os aços TRIP oferecem combinações de<br />
resistência e ductilidade mais altas que os aços Dual Phase.<br />
A figura 9 ilustra uma comparação entre as propriedades mecânicas de uma<br />
variedade de famílias de aços de alta resistência, assim como de ligas típicas de<br />
alumínio e magnésio, aplicadas nas estruturas dos automóveis, mostrando os<br />
atributos favoráveis dos aços TRIP.<br />
Figura 9: Relação entre alongamento total e limite de escoamento de várias categorias de<br />
materiais de alta resistência amplamente utilizados na estrutura dos automóveis modernos,<br />
comparando com aços inoxidáveis de alta resistência (ULSAC-AVC, 2001).<br />
Os aços TRIP também apresentam uma notável taxa de encruamento<br />
permitindo que estes materiais absorvam mais energia em testes de Impacto (Crash<br />
Test) quando comparados com aços de Alta Resistência e Baixa Liga (ARBL)<br />
convencionais.
Anexos 17<br />
Em particular a austenita retida desempenha um importante papel no<br />
aumento da absorção de energia dos aços TRIP. A fração de austenita retida e sua<br />
distribuição, em geral, também têm mais benefícios que a presença da martensita no<br />
processo de conformação, já que o alongamento uniforme aumenta com a elevação<br />
da fração de austenita na matriz.<br />
A conformabilidade - quantificada como o produto da tensão de resistência e<br />
alongamento total – aumenta rapidamente com o aumento da relação austenita/<br />
martensita (aproximadamente 5%) e, em seguida, permanece constante para os<br />
aços Dual Phase. Com aumentos além dos 5% citados acima, o Limite de<br />
Resistência aumenta a o Alongamento Total diminui. (RIGSBEE et al, 1979).<br />
Notadamente, a interpretação mais moderna dos aços TRIP informa que toda a<br />
austenita residual se transforma em martensita já nos primeiros estágios de<br />
deformação antes da região de estricção (PYCHMINTSEV et al, 2002).<br />
O diagrama da figura 10 mostra a influência da taxa de resfriamento na fração<br />
de austenita retida e no limite de resistência para um aço TRIP 700.<br />
Tensão<br />
Tensão (MPa)<br />
% Austenita<br />
Austenita Retida (%)<br />
Taxa de Resfriamento (°C/segundo)<br />
Figura 10: Influência da taxa de resfriamento na fração de austenita retida e no limite de<br />
resistência para um aço TRIP 700 (CORNETTE et al, 2001)<br />
O diagrama da figura 11 demonstra uma relação entre resistência à tração,<br />
alongamento, fração de austenita retida versus tempo solubilização.
Anexos 18<br />
Alongamento<br />
Tensão (MPa)<br />
Austenita Retida<br />
Tensão<br />
Austenita Retida ; Alongamento (%)<br />
Tempo de Solubilização (segundos)<br />
Figura 11: Resistência à tensão, alongamento e fração de austenita versus<br />
tempo de solubilização até 400 °C (CORNETTE et al, 2001)<br />
Estudos indicam também um efeito benéfico da presença da austenita nos<br />
aços que originalmente não são projetados para contê-la. Verificou-se ainda que se<br />
a relação entre limite de escoamento e limite de resistência for menor que 0,6, a<br />
presença da austenita retida é muito benéfica para o comportamento mecânico do<br />
aço (NAKAOKA et al, 1999).<br />
A figura 12 mostra a relação entre o limite de resistência, porcentagem de<br />
alongamento e porcentagem de austenita retida residual para um aço TRIP 800<br />
(CORNETTE, 2001).<br />
Limite de Resistência (MPa)<br />
Austenita Retida %<br />
% Austenita Retida<br />
Deformação (%)<br />
Figura 12: Relação entre limite de resistência, porcentagem de alongamento e<br />
porcentagem de austenita retida residual para um aço TRIP 800 (CORNETTE, 2001).
Anexos 19<br />
A tabela 2 mostra as propriedades mecânicas de alguns tipos de aço TRIP<br />
fabricados pela Thyssen (valores obtidos na direção de laminação, em uma base de<br />
medida de amostras ISO de 20 x 80 mm).<br />
Grau<br />
Tabela 2: Propriedades mecânicas de vários graus de aço TRIP (THYSSEN)<br />
Lim. Escoamento<br />
LE (N/mm 2 )<br />
Lim. de Resistência<br />
LR (N/mm 2 )<br />
Alongamento (%)<br />
L 0=80 mm<br />
Espessura < 3 mm<br />
TRIP 600 – BQ 380/480 590/700 > 26 > 0.20<br />
TRIP 700 – BQ 410/510 690/800 > 24 > 0.19<br />
TRIP 800 – BQ 420/550 780/900 > 23 > 0.18<br />
TRIP 800 – BF > 450 780/900 > 21 -<br />
n<br />
Legenda:<br />
BQ - Laminado à quente<br />
BF - Laminado à frio<br />
Esta capacidade de encruamento e nível de resistência e alongamento<br />
qualifica o aço TRIP 800 para aplicações em peças que quando solicitadas,<br />
absorvem grande quantidade de energia (CORNETTE et al, 2001) e para se<br />
aproveitar ao máximo as potencialidades deste aços, convém, na fase de concepção<br />
das peças, levar em conta as características do metal após conformação e não as<br />
do metal plano.<br />
De maneira esquemática, a boa conformabilidade deste aço permite realizar<br />
peças de segurança e de estrutura de geometrias simples ou complexas, se o<br />
retorno elástico e as suas propriedades forem levadas em consideração desde a<br />
concepção inicial do projeto.<br />
Convém ressaltar a importância desta caracterização inicial já que para a<br />
obtenção de um bom resultado final na estampagem de chapas originando uma<br />
peça livre de falhas, é de fundamental importância o conhecimento de suas<br />
propriedades mecânicas e de seus estados de deformação (CADA, 1996).<br />
O grande endurecimento por deformação dos aços TRIP, juntamente com os<br />
resultados promissores que este material tem apresentado, constituem especiais<br />
interesses para a sua aplicação industrial, porém ainda existem muitas questões<br />
científicas pendentes de resposta referentes aos reais fenômenos que regem o<br />
comportamento deste material, como por exemplo, uma melhjor elucidação dos<br />
fenômenos que realmente regem a transformação martensítica por deformação que<br />
acontece neste aço.
Anexos 20<br />
3.0 AVALIAÇÃO DE PROPRIEDADES MECÂNICAS DE CHAPAS DE<br />
AÇO<br />
Existem vários métodos de avaliação de propriedades mecânicas de chapas<br />
de aço, sendo que o mais utilizado pela sua facilidade na obtenção de resposta é o<br />
ensaio de tração (SCHAEFFER, 2001).<br />
3.1 ENSAIO DE TRAÇÃO<br />
O ensaio de tração pode ser classificado como um ensaio mecânico estático<br />
de utilização universal. É usado tanto para determinar as propriedades mecânicas<br />
essenciais ao projeto, como no controle de qualidade dos materiais quer quando<br />
ainda na forma de matéria-prima, quer quando já na forma de produto acabado.<br />
Este é um ensaio realizado conforme as normas DIN 10002 e NBR-6152, sem<br />
atrito e de tração uniaxial realizado numa máquina universal de ensaios mecânicos,<br />
onde o corpo de prova é fixo por garras e o movimento se dá na direção vertical. O<br />
ensaio de tração é realizado com velocidade constante e consiste em submeter um<br />
corpo de prova a uma carga de tração continuamente crescente até que se atinja a<br />
fratura. Durante o ensaio registra-se simultaneamente a variação do comprimento de<br />
referência através de extensômetros (por exemplo, do tipo indutivo ou resistivo)<br />
aplicados diretamente sobre o corpo de prova, em função da carga instantânea de<br />
tração (F) presente durante o ensaio. A Figura 13 mostra a geometria característica<br />
de um corpo de prova para o ensaio de tração (L 0 =80 mm) DIN 50125.<br />
20 ± 1 mm<br />
30 mm<br />
120 mm<br />
Figura 13: Geometria do corpo de prova para ensaio de Tração (DIN 50125)
Anexos 21<br />
O levantamento do diagrama tensão convencional (σc) vs. deformação<br />
relativa (ε) constitui o resultado do ensaio realizado (SHIGLEY et al, 1992).<br />
A Figura 14 mostra a curva de um material que obedece a lei do encruamento<br />
exponencial. Da sua análise pode-se observar a região de comportamento elástico,<br />
região de escoamento das discordâncias, região de encruamento uniforme e região<br />
de escoamento não uniforme. O ensaio convencional permite determinar através do<br />
diagrama σ x ε algumas propriedades mecânicas do material, como: Módulo de<br />
Elasticidade (E), Limite de Escoamento (LE) e Limite de Resistência (LR).<br />
Figura 14: Curva tensão – deformação reais de um material que obedece a lei de encruamento<br />
exponencial, (a) em escala normal e (b) em escala log-log (DIETER, 1976)<br />
A tensão convencional ou nominal (σc) é obtida dividindo-se a carga<br />
instantânea (F) pela área inicial da seção transversal (S 0 ) do corpo de prova, ou<br />
seja:<br />
F<br />
σ c = Equação 1<br />
S 0<br />
A deformação relativa é a extensão linear média que se obtém dividindo a<br />
variação de comprimento da zona de referência, ∆l, pelo respectivo comprimento<br />
inicial, l 0 .<br />
l l<br />
ε =<br />
Equação 2<br />
∆l<br />
f<br />
−<br />
0<br />
=<br />
l0 l0
Anexos 22<br />
O parâmetro n (coeficiente de encruamento) pode ser calculado conforme<br />
exposto na equação 3.<br />
ε dσ<br />
<br />
n = . Equação 3<br />
σ dε<br />
<br />
O módulo de elasticidade mede a rigidez do material em relação à tensão e a<br />
deformação na zona elástica. O limite de escoamento marca a passagem do estado<br />
elástico para o plástico, caracterizando o movimento das discordâncias do material.<br />
O limite de resistência corresponde ao ponto de máxima carga atingida durante o<br />
ensaio. O grau de encruamento é um dado que caracteriza o comportamento do<br />
material, pois um material com alto valor de n, tem alto grau de conformabilidade,<br />
isto é, suporta uma maior quantidade de deformação uniforme em tração do que<br />
outro material com valor baixo de n.<br />
Nos casos em que é necessária uma representação matemática do<br />
comportamento mecânico do material é usada a curva de escoamento real do<br />
material. Esta curva fornece valores da tensão de escoamento durante todo o<br />
processo de escoamento considerando o encruamento do material. Uma forma geral<br />
da representação matemática para a curva de escoamento verdadeira ou real é<br />
descrita pela equação de Ludwik-Hollomon, mostrada a seguir.<br />
σ .<br />
n<br />
= K ε Equação 4<br />
Onde : σ = Tensão Verdadeira<br />
ε = Deformação plástica verdadeira<br />
K = Constante do material<br />
n = Coeficiente de encruamento que varia de 0 a 1.<br />
Uma maneira de calcular o valor da constante K de um dado material é aplicar<br />
o logarítmico na equação 4, obtendo-se a seguinte equação:<br />
logσ = log K + nlogε<br />
Equação 5<br />
A curva de escoamento verdadeira ou real pode ser calculada usando os<br />
resultados do ensaio de tração convencional. A deformação verdadeira (ε) é dada<br />
pela integração do comprimento inicial (l 0 ) e instantâneo (l), conforme equação 6.<br />
l<br />
l<br />
ε = dl = ln Equação 6<br />
l<br />
l0<br />
0
Anexos 23<br />
O valor da tensão de escoamento (σ) é determinada em função da força<br />
instantânea pela seção deformada instantânea ou verdadeira (S 1 ). Portanto tem-se:<br />
F<br />
σ = Equação 7<br />
S 1<br />
A seção verdadeira é calculada empregando a deformação relativa partindo<br />
da equação 2, logo:<br />
S0<br />
S<br />
1<br />
= Equação 8<br />
1 + ε<br />
O endurecimento por deformação é representado pelo expoente para o<br />
endurecimento por encruamento ou coeficiente de encruamento, n, sendo que a<br />
porção elástica da curva corresponde a n = 1 quando σ = K na equação 4.<br />
(JIMENEZ et al, 1970).<br />
O coeficiente de encruamento, n, é importante para se estimar a<br />
conformabilidade do material, porque um valor alto de n significa maior resistência à<br />
estricção: ao iniciar-se a formação de qualquer pescoço no espécime tracionado, ali<br />
se concentra a deformação e o pescoço endurece mais rapidamente do que as<br />
porções adjacentes, tendendo, portanto a transferir para estas a deformação.<br />
Pode-se mostrar que, para um material que obedece a equação 4, o valor de<br />
n é numericamente igual à deformação uniforme máxima ε u , ou seja, a deformação<br />
natural calculada para o início da estricção, representando portanto também uma<br />
medida da ductilidade do material.<br />
O valor do coeficiente de encruamento n é considerado de grande importância<br />
pois ele quantifica a capacidade do material em distribuir a deformação<br />
uniformemente, principalmente nos casos de aplicação em estampagem, sendo n a<br />
inclinação da curva logarítmica de tensão versus deformação. Quanto mais<br />
acentuada esta curva maior é o valor de n e mais uniforme é a distribuição das<br />
deformações na presença de um gradiente de tensões. Materiais com n mais<br />
elevados prestam-se melhor a operações de conformação que envolvam tração,<br />
pois o aparecimento de estricção numa peça conformada pode levar à inutilização<br />
da mesma.<br />
O valor do coeficiente de anisotropia (r) pode ser determinado através da<br />
seguinte equação:
Anexos 24<br />
r<br />
ε<br />
ε<br />
l arg ura,<br />
efetiva<br />
= Equação 9<br />
espesura,<br />
efetiva<br />
A partir da razão de deformação nas três direções principais são calculados<br />
os valores da anisotropia média e planar, demonstradas nas equações 10 a 11 a<br />
seguir respectivamente.<br />
r o + 2.<br />
r o + r o<br />
0 45 90<br />
r m<br />
= Equação 10<br />
4<br />
r o − 2.<br />
r o + r o<br />
0 45 90<br />
∆ r =<br />
Equação 11<br />
2<br />
Dois tipos de anisotropia podem ser distinguidas, a anisotropia planar e a<br />
anisotropia normal, conforme mostra a Figura 15.<br />
Anisotropia normal<br />
r 0<br />
Anisotropia Planar<br />
r 45<br />
r 90<br />
Direção de Laminação<br />
Figura 15: Definições de anisotropia normal e planar (SAAB TUNNPLAT)<br />
Na anisotropia planar, as propriedades do material diferem na direção com<br />
relação ao plano da chapa. Na anisotropia normal, propriedades na direção de<br />
espessura da chapa diferem das propriedades planares.<br />
Como é mais fácil medir as variações de comprimento que as de espessura,<br />
normalmente o valor de anisotropia se calcula a partir das medidas de largura e<br />
comprimento, considerando que o volume se mantém constante antes e depois da<br />
deformação plástica.
Anexos 25<br />
4.0 METODOLOGIA EXPERIMENTAL<br />
Para a realização do trabalho foram utilizadas amostras de chapas de aço<br />
TRIP 800 laminadas a frio e recozidas com espessura de 1,4 mm. Estas amostras<br />
foram fornecidas pela Thyssen Krupp Stahl – Alemanha. Informações detalhadas a<br />
respeito das variáveis de controle de processo para a fabricação do referido material<br />
não foram fornecidos pelo fabricante.<br />
A Figura 16 mostra um fluxograma que resume as etapas de caracterização e<br />
avaliação que foram realizadas no aço TRIP 800 estudado.<br />
AÇO TRIP 800<br />
PROPRIEDADES<br />
MECÂNICAS<br />
ENSAIOS DE TRAÇÃO COM CRESCENTES VALORES DE % DE<br />
ESTIRAMENTO AVALIANDO A REPETIBILIDADE E PREPARANDO O<br />
MATERIAL PARA A PRÓXIMA ETAPA<br />
ESTUDO DA TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA INDUZIDA POR % DE<br />
ESTIRAMENTO UNIFORME RELACIONANDO A % DE ESTIRAMENTO<br />
UNIFORME COM A PORCENTAGEM DE AUSTENITA RETIDA E A<br />
TRANFORMAÇÃO DE γ α’<br />
<br />
<br />
<br />
ANÁLISE MICROESTRUTURAL<br />
MICROSCOPIA ÓPTICA<br />
MEV – MICROSCOPIA ELETRÕNICA DE VARREDURA<br />
RAIO-X<br />
Figura 16: Etapas de caracterização e avaliação do aço TRIP 800<br />
4.1 COMPOSIÇÃO QUÍMICA<br />
A composição química do aço estudado foi determinada via espectrômetro de<br />
emissão óptica sendo que foram realizados três ensaios para validar os resultados<br />
obtidos.
Anexos 26<br />
4.2 CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA<br />
Os ensaios de tração realizados visaram determinar as características<br />
mecânicas de resistência à tração do aço TRIP analisado. As amostras para todos<br />
os ensaios foram retiradas da região considerada útil do material laminado, ou seja,<br />
distantes 300 mm da borda da tira.<br />
Os corpos de prova de tração (base 80 mm), preparados conforme figura 13<br />
deste trabalho, possuíam na zona de medição 80 mm como comprimento inicial (l0).<br />
Estes corpos de prova foram confeccionados por uma prensa mecânica Georg<br />
através de uma matriz de corte com o formato do corpo de prova. Após serem<br />
prensados, realizou-se um lixamento nas bordas dos corpos de prova objetivando-se<br />
eliminar pequenas trincas e imperfeições que pudessem influenciar nos resultados.<br />
O equipamento utilizado para medir a variação de deformação do<br />
comprimento na zona de medição foi um clip gauge (extensômetro) da marca Instron<br />
modelo 2630-100. Os ensaios foram conduzidos com velocidade constante de três<br />
mm/min até o limite de escoamento, e após este limite, utilizou-se a velocidade de<br />
dez mm/min até o rompimento.<br />
Primeiramente, foram realizados ensaios para a caracterização mecânica do<br />
material, sendo que foram ensaiados nove corpos de prova de tração, cada três<br />
deles retirados em direções diferentes em relação ao sentido de laminação, ou seja,<br />
0°, 45° e 90°, ou seja, foram retirados e ensaiados três corpos de prova para cada<br />
direção.<br />
Numa segunda etapa foram ensaiados quatro corpos de prova retirados à 90°<br />
do sentido de laminação com o objetivo de avaliar a repetibilidade de<br />
comportamento mecânico do material (repetibilidade de valores de ensaio) e definir<br />
a deformação uniforme, selecionando as porcentagens de estiramento a serem<br />
utilizadas no estudo da evolução microestrutural com o aumento da porcentagem de<br />
estiramento, definida na terceira e próxima etapa.<br />
Numa terceira etapa foram executados ensaios de tração com porcentagens<br />
crescentes de estiramento. Os carregamentos estáticos e os alongamentos<br />
desejados foram programados previamente na máquina de tração. Esta etapa teve<br />
como objetivo a avaliação da estabilidade microestrutural frente a porcentagens de<br />
estiramento crescentes, determinando-se desta maneira a relação entre a<br />
porcentagem de estiramento e a composição das fases presentes no aço estudado.
Anexos 27<br />
Todos os ensaios para a avaliação das propriedades mecânicas e estudo da<br />
evolução microestrutural com a porcentagem de estiramento foram realizados em<br />
uma máquina servohidráulica INSTRON 5582 com célula de carga de 10000 Kgf<br />
(sem fundo de escala devido ao fato da máquina ser automática) e foram realizados<br />
a uma temperatura constante de 22 °C.<br />
4.3 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL<br />
O aço estudado foi caracterizado quanto à sua microestrutura usando<br />
microscopia óptica (MO), Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) e Difração de<br />
Raios-X.<br />
O esquema mostrado na figura 17 demonstra de uma maneira simples a<br />
região do corpo de prova da qual foram tiradas amostras para a avaliação<br />
microestrutural.<br />
Região de retirada de amostras para a<br />
caracterização microestrutural<br />
Figura 17: Esquema demonstrativo da região do corpo de prova da<br />
qual foram retiradas amostras para a avaliação microestrutural<br />
4.3.1 MICROSCOPIA ÓPTICA<br />
A preparação das amostras seguiu procedimentos metalográficos<br />
convencionais, isto é, lixamento em seqüência de lixas até 2400 mesh e polimento<br />
em pasta de diamante na seqüência 6, 3, 1 e ¼ µm. O ataque metalográfico mais<br />
adequado para a revelação das fases foi estudado por TOURRUCÔO (1999), que<br />
realizou vários testes em termos de tipos de soluções, seqüência e tempo de<br />
aplicação. Segundo a literatura citada, a solução mais eficaz para revelar as fases é<br />
à base de ácido nítrico ou dissulfito de potássio. A tabela 3 mostra as concentrações<br />
e tempos de ataque propostas por TOURRUCÔO.
Anexos 28<br />
Tabela 3: Soluções, concentrações e tempo de ataque para Aços TRIP<br />
Solução Concentração Tempo<br />
Nital 2% em álcool 2 segundos<br />
Dissulfito de potássio 10% em água 45 segundos<br />
Vários outros procedimentos têm sido citados em literatura para revelar a<br />
microestrutura de vários aços e muitas destas técnicas estão resumidas em<br />
VANDER VOORT (1984). Na avaliação realizada neste trabalho utilizou-se para<br />
ataque o nital 2%, já que as tentativas na utilização do reagente dissulfito de<br />
potássio, citado por TOURRUCÔO (1999), não foram eficazes e não conseguiu-se<br />
um bom resultado e nem uma repetibilidade dos resultados citados.<br />
4.3.2 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X<br />
As amostras para a difração de Raios-X foram preparadas por lixamento e<br />
polimento convencional já que o material utilizado possuía uma camada de zinco<br />
superficial. A geração dos espectros de difração das amostras de aço TRIP foi<br />
realizada por um difratômetro da marca Siemens usando radiação de Cu-Kα da<br />
BOSCH - Unidade de Curitiba.<br />
Os parâmetros utilizados no equipamento foram os seguintes:<br />
a) Método de Bragg – Brentano<br />
b) Varredura de 20 a 140°<br />
c) Passo: tempo 1 segundo;<br />
d) Anodo: Cu<br />
e) Voltagem: 30 kVolts<br />
f) Corrente: 40 mA<br />
g) Fendas: 1mm, 1mm e 0.2 mm<br />
h) Filtro: Potássio<br />
Os espectros característicos obtidos pelo difratômetro de Raios-X para cada<br />
uma das amostras foram comparados com difratogramas existents no trabalho de<br />
PARISH (2001) e os valores de 2θ característicos para a austenita retida foram<br />
comparados com o banco de dados do equipamento que é alimentado pelos<br />
padrões de difração da JCPDS (Joint Commitee on Powder Diffraction Standarts).
Anexos 29<br />
Os valores de 2θ característicos obtidos foram, também, comparados com os<br />
valores existentes nos trabalhos de PARISH (2001) e TOURRUCÔO (1999).
Anexos 30<br />
5.0 RESULTADOS E DISCUSSÕES<br />
5.1 COMPOSIÇÃO QUÍMICA<br />
A composição química do aço estudado foi determinada via espectrômetro de<br />
emissão óptica e a média obtida após a realização de três ensaios para a validação<br />
dos resultados está demonstrada na tabela 4 (valores em % de massa).<br />
Material<br />
Avaliado<br />
Tabela 4: Composição química do aço TRIP 800 avaliado<br />
C Mn<br />
P<br />
(máx.)<br />
Si Al Nb V<br />
0.205 0.98 0.017 0.87 0.040
Anexos 31<br />
Convém citar que o Manganês é muito mais efetivo na estabilização da austenita<br />
retida do que o Silício porém, níveis excessivos deste elemento podem promover a<br />
precipitação de carbonetos na austenita. O manganês juntamente com o silício pode<br />
afetar a tensão superficial do aço prejudicando ou até impossibilitando o processo de<br />
zincagem por imersão a quente por dificultar a formação da camada superficial.<br />
O fósforo é usado quando a adição de alumínio e silício tem que ser limitada.<br />
No caso da composição química obtida, o fósforo se apresentou com uma<br />
porcentagem um pouco maior (0,017%). A quantidade obtida, segundo BLECK<br />
(2002), já é suficiente para retardar a cinética de precipitação de carbonetos e<br />
conferir um aumento de resistência mecânica. Este aumento de resistência<br />
mecânica ocorre por que o fósforo é um elemento muito efetivo no endurecimento<br />
por solução sólida.<br />
Como os efeitos do fósforo podem ser somente consumados na presença do<br />
silício ou do alumínio, o seu teor em excesso pode ser explicado pelo teor em<br />
excesso também apresentado pelo silício. Eles podem ter sido adicionados em<br />
excesso objetivando um melhor equilíbrio estequiométrico de composição. Se a<br />
adição de fósforo excede 0,4%, e o equilíbrio estequiométrico com o silício e/ou com<br />
o alumínio se rompe, o fósforo pode segregar para os contornos de grão e diminuir a<br />
ductilidade do material.<br />
5.2 CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA<br />
5.2.1 PROPRIEDADES INTRINSECAS E PARA CONFORMAÇÃO – FASE 1<br />
O grau de encruamento das chapas foi calculado através da equação 2<br />
apresentada no subcapítulo 3.1. Para isso foi tomado o cuidado de tomar os pontos<br />
compreendidos entre o limite de escoamento, o limite de resistência e o<br />
alongamento, que é a garantia de deformação uniforme do material.<br />
Os índices de anisotropia normal e planar para os dois materiais foram<br />
calculados conforme equações 10, 11 e 12, respectivamente.<br />
Os resultados dos valores de propriedades mecânicas e de conformação<br />
obtidas na caracterização mecânica do material estão mostrados na tabela de 5 a 8.
Anexos 32<br />
Tabela 5: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Ângulo 0° com relação ao sentido de laminação<br />
Amostra<br />
Lim. De<br />
Escoamento<br />
LE (N/mm 2 )<br />
Lim. de Resistência<br />
LR (N/mm 2 )<br />
Alongamento<br />
Total (%)<br />
Alongamento<br />
Uniforme (%)<br />
1 548,00 854,00 23,10 19,40 0,19 1,08<br />
2 541,00 851,00 24,50 20,40 0,20 1,08<br />
3 544,00 852,00 24,50 18,90 0,19 1,08<br />
Média 544,33 852,33 24,03 19,57 0,20 1,08<br />
Desvio Padrão 3,51 1,53 0,81 0,76 0,00 0,00<br />
n<br />
r<br />
Tabela 6: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Ângulo 45° com relação ao sentido de laminação<br />
Amostra<br />
Lim. De<br />
Escoamento<br />
LE (N/mm 2 )<br />
Lim. de Resistência<br />
LR (N/mm 2 )<br />
Alongamento<br />
Total (%)<br />
Alongamento<br />
Uniforme (%)<br />
1 543,00 855,00 23,10 19,10 0,19 1,04<br />
2 539,00 857,00 23,20 20,00 0,19 1,08<br />
3 549,00 850,00 23,90 19,90 0,19 1,01<br />
Média 543,67 854,00 23,40 19,67 0,19 1,04<br />
Desvio Padrão 5,03 3,61 0,44 0,49 0,00 0,04<br />
n<br />
r<br />
Tabela 7: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Ângulo 90° com relação ao sentido de laminação<br />
Amostra<br />
Lim. De<br />
Escoamento<br />
LE (N/mm 2 )<br />
Lim. de Resistência<br />
LR (N/mm 2 )<br />
Alongamento<br />
Total (%)<br />
Alongamento<br />
Uniforme (%)<br />
1 538,00 855,00 23,50 18,90 0,19 1,00<br />
2 539,00 850,00 23,50 20,20 0,19 1,08<br />
3 542,00 850,00 23,90 19,90 0,18 1,01<br />
Média 539,67 851,67 23,63 19,67 0,19 1,03<br />
Desvio Padrão 2,08 2,89 0,23 0,68 0,01 0,05<br />
n<br />
r<br />
Tabela 8: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 avaliado – Fase 1 - Valores Médios de Três Ensaios<br />
Propriedades Mecânicas e de<br />
Ângulo com relação ao sentido de laminação<br />
Conformação<br />
0° 45° 90°<br />
Lim. Elástico R p0,2 (N/mm 2 ) 544,33 543,67 539,67<br />
Lim. de Resistência R M (N/mm 2 ) 852,33 854,00 851,67<br />
Alongamento Total (%) 24,03 23.40 23,63<br />
Alongamento Uniforme (%) 19.57 19.67 19.67<br />
Coeficiente de Encruamento (n) 0,20 0,19 0,19<br />
Anisotropia (r) 1.08 1,04 1,03<br />
Anisotropia Normal (r m) 1,06<br />
Anisotropia Planar (∆r) 0,02
Anexos 33<br />
Quando se comparam os resultados de propriedades mecânicas citadas pelo<br />
fabricante THYSSEN e contidos na Tabela 2, com os resultados de propriedades<br />
mecânicas obtidas neste trabalho e citados na tabela 8, percebe-se que o TRIP 800<br />
estudado apresentou resultados similares e dentro das faixas consideradas ideais<br />
para este tipo de aço.<br />
Convém ressaltar que os valores mostrados na tabela 2 se referem a valores<br />
de propriedades obtidos na direção de laminação do referido material. A THYSSEN<br />
não cita em seus catálogos técnicos valores considerados adequados de anisotropia<br />
normal (r) e anisotropia planar (∆r). Os valores obtidos foram comparados pelo autor<br />
deste trabalho com valores obtidos num estudo feito na SEAT/Volkswagen entre os<br />
anos de 2000 e 2001 a respeito das características de estampabilidade<br />
apresentadas pela TRIP 800. Os resultados obtidos se mostram adequados aos<br />
obtidos no estudo citado.<br />
A Figura 18 mostra a evolução do coeficiente de encruamento n em função da<br />
deformação verdadeira comparando-se dois aços multifásicos, um aço Dual Phase<br />
600 e um aço TRIP 800.<br />
Coeficiente de Encruamento, n<br />
Deformação verdadeira (%)<br />
Figura 18: Evolução do coeficiente de encruamento n em função da<br />
deformação verdadeira (MOULIN, 2001)<br />
Comparando-se os resultados obtidos no cálculo de n e mostrados na Tabela<br />
8 para o aço TRIP, com os resultados obtidos por MOULIN, 2001, percebe-se que o<br />
valor de n obtido esta coerente com relação ao trabalho citado.
Anexos 34<br />
5.2.2 REPETIBILIDADE DE RESULTADOS GERADOS PELA INSTRON – FASE 2<br />
Na tabela 9 são mostrados os resultados dos quatro corpos de prova que<br />
foram testados para a avaliação de uniformidade dos resultados obtidos por<br />
amostras retiradas da mesma chapa. Todos os corpos de prova foram retirados à<br />
90° da direção de laminação já que esta direção representa a condição mais crítica<br />
em termos de propriedades mecânicas.<br />
Amostra<br />
Tabela 9: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 avaliado – Fase 2<br />
Lim. De<br />
Escoamento<br />
LE (N/mm 2 )<br />
Lim. de Resistência<br />
LR (N/mm 2 )<br />
Alongamento<br />
Total (%)<br />
Alongamento<br />
Uniforme (%)<br />
1 548 854 21,1 19,1 0,193 1,080<br />
2 550 861 24,0 20,4 0,201 1,084<br />
3 544 864 24,0 19,0 0,194 1,076<br />
4 553 852 21,3 18,8 0,190 1,089<br />
Média 548,75 857,75 22,60 19,33 0,19 1,08<br />
Desvio Padrão 3,77 5,68 1,62 0,73 0,00 0,01<br />
n<br />
r<br />
As figuras 19 a 22 mostram os diagramas de tensão versus deformação para<br />
as amostras citadas na tabela 10.<br />
Figura 19: Diagrama Tensão x Deformação<br />
Amostra 1 - 90° com o sentido de laminação<br />
Figura 20: Diagrama Tensão x Deformação<br />
Amostra 2 - 90° com o sentido de laminação
Anexos 35<br />
Figura 21: Diagrama Tensão x Deformação<br />
Amostra 3 - 90° com o sentido de laminação<br />
Figura 22: Diagrama Tensão x Deformação<br />
Amostra 4 - 90° com o sentido de laminação<br />
Quando se faz uma avaliação estatística dos resultados obtidos nos ensaios<br />
dos quatro corpos de prova citados, percebe-se que houve uma boa uniformidade<br />
nos valores obtidos, com valores de desvio padrão que podem ser considerados<br />
baixos.<br />
5.2.3 ENSAIOS PARA A QUANTIFICAÇÃO DA AUSTENITA RETIDA – FASE 3<br />
Na Tabela 10 são mostrados os resultados dos três corpos de prova que<br />
foram ensaiados com porcentagens crescentes de estiramento para a avaliação de<br />
evolução microestrutural com a deformação, objetivando-se posterior quantificação<br />
da austenita retida presente em função da deformação via MO, MEV e Difração de<br />
Raios-X. Os ensaios de tração foram interrompidos com valores de deformação prédeterminados.<br />
Todos os corpos de prova foram ensaiados a 90° da direção de<br />
laminação.<br />
Identificação<br />
da Amostra<br />
Tabela 10: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Fase 3<br />
Lim. Elástico<br />
R p0,2 (N/mm 2 )<br />
Alongamento<br />
Pré-determinado<br />
(%)<br />
Alongamento<br />
Total (%)<br />
T6% 542 6 6<br />
T12% 551 12 12<br />
T18% 542 18 17.9<br />
Durante a execução dos ensaios percebeu-se que a tensão aumentava<br />
significativamente já nos primeiros estágios da deformação. Os fatores prováveis<br />
para este fato incluem a grande transformação de austenita para martensita já nos
Anexos 36<br />
primeiros estágios da deformação, confirmando o que se afirma em literatura a<br />
respeito (crescente aumento de fases duras na microestrutura do material já no<br />
início da deformação) ou a presença de grande quantidade de martensita préexistente<br />
formada no processo de fabricação do aço. Este resultado confirma o que<br />
foi citado em literatura por ITAMI et al, 1994, que afirma que a austenita retida com<br />
baixo teor de carbono é plasticamente instável o suficiente para transformar-se já<br />
nos primeiros estágios de deformação embora tenha identificado que os fatores que<br />
influenciam na estabilização da austenita não sejam fatores constantes sendo que<br />
este comportamento pode ser característico de cada situação.<br />
Segundo ainda o que afirma ITAMI et al, 1994, deve-se levar em conta<br />
também que a transformação da austenita retida para martensita está diretamente<br />
ligada ao grau de enriquecimento desta austenita em carbono. Este fator depende<br />
do tempo de austêmpera, ou seja, o histórico termomecânico do material influencia<br />
diretamente nas propriedades mecânicas do mesmo. A austenita menos rica em<br />
carbono é plasticamente mais instável e se transforma em martensita nos primeiros<br />
estágios de deformação.<br />
As Figuras 23 a 25 mostram as curvas de tensão versus deformação para as<br />
amostras citadas na tabela 10.<br />
Figura 23: Diagrama Tensão x Deformação<br />
Amostra 6% - 90° com o sentido de laminação<br />
Figura 24: Diagrama Tensão x Deformação<br />
Amostra 12% - 90° com o sentido de laminação<br />
Figura 25: Diagrama Tensão x Deformação<br />
Amostra 18% - 90° com o sentido de laminação
Anexos 37<br />
Sendo as propriedades mecânicas do material dependentes da estabilidade<br />
da austenita retida e tendo em vista que esta não é constante para cada material<br />
pois depende de muitos fatores e de suas interações, é muito complexa a<br />
identificação do fator realmente controlador e que justifique aumentos ou<br />
diminuições nas propriedades mecânicas.<br />
5.3 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL<br />
5.3.1 MICROSCOPIA ÓTICA<br />
A microestruturas obtidas estão apresentadas na Figuras 26 a 29.<br />
Pelas avaliações microestruturais realizadas, o aço TRIP 800 constitui-se<br />
basicamente de quatro fases: bainita, martensita e austenita retida em matriz<br />
ferrítica. A microestrutura se apresenta refinada sendo que a identificação detalhada<br />
e a quantificação das fases via microscópio óptico (MO) não foi realizada pela<br />
impossibilidade da separação visual e quantificação das fases presentes<br />
detalhadamente. A utilização de metalografia colorida e de nanodureza são métodos<br />
que poderiam colaborar na avaliação das supostas fases presentes porém neste<br />
trabalho estes métodos não foram utilizados.<br />
Direção do Estiramento<br />
Direção de laminação<br />
Figura 26: Microestrutura Aço TRIP 800 – 0% de Estiramento – Ataque Nital 2%
Anexos 38<br />
Direção do Estiramento<br />
Direção de laminação<br />
Figura 27: Microestrutura Aço TRIP 800 – 6% de Estiramento – Ataque Nital 2%<br />
Direção do Estiramento<br />
Direção de laminação<br />
Figura 28: Microestrutura Aço TRIP 800 – 12% de Estiramento – Ataque Nital 2%<br />
Direção do Estiramento<br />
Direção de laminação<br />
Figura 29: Microestrutura Aço TRIP 800 – 18% de Estiramento – Ataque Nital 2%
Anexos 39<br />
A Figura 30 mostra uma microestrutura esquemática (EHRHARDT et al, 2004)<br />
com as fases que devem estar presentes num aço TRIP com caracteríticas similares<br />
ao aço estudado neste trabalho.<br />
Figura 30: Microestrutura esquemática – Aço TRIP 800 (EHRHARDT et al, 2004)<br />
A ferrita (matriz) se apresenta nas fotomicrografias com a coloração mais<br />
clara representados por grãos poligonais, algumas vezes representada por uma cor<br />
cinza claro e outras vezes por uma cor tendendo ao branco. Esta coloração diferente<br />
está relacionada com diferenças de intensidade de luz incidente nas amostras na<br />
realização da fotomicrografia ou a pequenas diferenças nos tempos de ataque para<br />
a revelação das fases. A coloração e o tamanho de grãos apresentados por esta<br />
fase se encontra de acordo com a literatura a respeito para o ataque com nital 2%.<br />
Pela avaliação das micrografias obtidas percebe-se nas figuras geradas por<br />
estiramentos de até 6% uma certa aleatoriedade de posicionamento dos grãos na<br />
microestrutura do material sendo que quando o estiramento aumentou percebe-se<br />
que os mesmos começam a se orientar na direção da tensão aplicada, ou seja<br />
reagem para redistribuir as tensões internas impostas pela tensão externa aplicada
Anexos 40<br />
conforme citado na seção 2.3 deste trabalho. A formação de ilhas lineares de fases<br />
se mostra como uma reação do material à tensão externa aplicada. Nestas ilhas que<br />
aparecem nas micrografias com a coloração escura, acontecem então as possíveis<br />
transformações de austenita retida para martensita.<br />
Com relação às ilhas escuras citadas, a sua distinção na avaliação da<br />
microestrutura foi fácil de ser observada porém, a identificação da sua composição<br />
foi impossível de ser realizada visualmente. Segundo VERLINDEN et al, 2001, não<br />
pode se considerar que todas as ilhas escuras aparentes na microestrutura do<br />
material são compostos somente por austenita retida. Em geral, a nucleação da<br />
austenita (e que compõem as ilhas escuras visíveis) ocorre primeiramente no<br />
contorno de grão da ferrita. Considerando-se que estas ilhas escuras são também<br />
compostas por austenita retida, convém citar que JOENG, 1994, realizou um<br />
trabalho detalhado de controle de tamanho e distribuição da austenita retida antes e<br />
depois da transformação em martensita por deformação e comprovou que as<br />
menores partículas são mais estáveis frente à deformação. O esquema mostrado na<br />
figura 31 demonstra esse fato.<br />
A fases bainita e ferrita bainítica foram fases também de difícil observação,<br />
sendo que qualquer distinção visual via MO foi na prática impossível. As ilhas de<br />
bainita em geral se mostram na forma de grãos levemente aciculares, algumas com<br />
aspectos similares à martensita e com pequenas agulhas mais alargadas que<br />
parecem ser de ferrita. A martensita em geral possui um aspecto levemente acicular<br />
com coloração escura, formando pequenos grupamentos angulares.<br />
Ferrita<br />
Efeito TRIP<br />
Ferrita<br />
Austenita Retida<br />
Compondo as ilhas<br />
escuras em posição<br />
favorável para a<br />
transformação<br />
Figura 31: Modelo de distribuição de Ferrita e Austenita (EHRHARDT et al, 2004)<br />
Martensita<br />
Transformada<br />
Rans
Anexos 41<br />
A identificação das fases via microscopia óptica se mostrou um método não<br />
muito preciso. Quando se utilizou a Microscopia Eletrônica de Varredura, a<br />
identificação de algumas fases também não foi viável, sendo estas fases percebidas<br />
em diferentes profundidades sendo a ferrita atacada preferencialmente deixando as<br />
fases mais duras em planos mais elevados. A martensita neste caso também se<br />
distingue mais facilmente que a austenita já que é atacada mais fortemente pela<br />
solução de ataque. As figuras de 32 a 35 demonstram as micrografias obtidas via<br />
MEV.<br />
Figura 32: Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 0% de Estiramento<br />
Figura 33: Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 6% de Estiramento
Anexos 42<br />
Figura 34: Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 12% de Estiramento<br />
Figura 35: Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 18% de Estiramento<br />
5.3.2 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X<br />
Com a expectativa de confirmar a presença das fases supostamente<br />
existentes nas microestruturas mostradas nas Figuras acima, fez-se uma análise por<br />
difração de Raios-X em todas as amostras citadas no procedimento anterior. Levouse<br />
em consideração que com o encruamento crescente aplicado no material um
Anexos 43<br />
deslocamento ou alargamento dos picos máximos de difração pode ocorrer, quando<br />
comparados com picos gerados por um material sem deformação plástica.<br />
A análise por difração de Raios-X é uma técnica de grande valia e praticidade<br />
para a determinação qualitativa de fases, porém, quando um material é constituído<br />
de múltiplas fases o método pode se tornar extremamente complicado com a<br />
ocorrência de superposição dos picos gerados.<br />
Na Figura 36 se encontra um difratograma típico para este tipo de aço<br />
multifásico para 2θ variando entre 40 e 110°.<br />
Intensidade<br />
Figura 36: Difratograma típico para um aço multifásico TRIP 800 (PARISH, 2001)<br />
Os difratogramas mostrados a seguir apresentam a análise realizada no aço<br />
TRIP 800 na condição inicial (somente recozido com 0% de deformação) e nos<br />
estados deformados (6%, 12% e 18%) conforme as figuras microestruturais<br />
anteriormente mostradas. A análise foi realizada buscando-se valores de distância<br />
interplanar (d) e valores de 2θ referentes a austenita retida conforme Padrões de<br />
Difração JCPDS que estão resumidos no anexo 1 deste trabalho (TOURRUCÔO,<br />
1999). O resultado da análise espectral encontra-se discriminado nas tabelas 12 a<br />
15. Segundo as fichas JCPDS com padrões para a martensita e a austenita, existem<br />
diferentes valores de parâmetro de rede e portanto diferentes posições angulares<br />
para a austenita e para a martensita. Com relação à austenita, após uma avaliação<br />
detalhada dos valores de d (distância interplanar) obtidos nos difratogramas<br />
correlacionados com os valores de distância interplanar padrões para a austenita,<br />
verificou-se a presença de algumas posições angulares citadas nos padrões JCPDS.
Anexos 44<br />
Conforme mencionado acima, verificou-se a existência de algumas posições<br />
angulares citadas nos padrões JCPDS para a austenita, sendo que estes picos em<br />
geral se apresentaram pequenos e alguns se mostraram levemente deslocados em<br />
relação ao valor citado no padrão JCPDS, sendo uma causa provável a deformação<br />
crescente aplicada nos corpos de prova e que provoca um alargamento dos picos<br />
gerados (ZHAO et al, 2001). Pelo fato dos picos possuírem pequena intensidade,<br />
estes picos podem apresentar uma certa quantidade de erro inerente aos ensaios.<br />
A Tabela 11 mostra os resultados da análise espectral obtidos para a amostra<br />
com 0% de deformação nos difratogramas mostrados nas Figuras 37 a 39.<br />
Tabela 11: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 - 0% de deformação<br />
Picos 2θ d (Angtrons) Fase / Índice Miller<br />
1 78,34 1,22 Gama / (200)<br />
2 105,68 0,96 Alfa / (200)<br />
3 127,33 0,86 Gama / (220)<br />
Porcentagem de Austenita Retida 6,84%<br />
Intensidade<br />
2 θ (Graus)<br />
Figura 37: Região Espectral 2θ = 78,34° para amostra deformada em 0% (Gama)<br />
Intensidade<br />
2 θ (Graus)<br />
Figura 38: Região Espectral 2θ = 105,68° para amostra deformada em 0% (Alfa)
Anexos 45<br />
A Tabela 12 mostra os resultados da análise espectral obtidos para a amostra<br />
com 6% de deformação nos difratogramas mostrados nas Figuras 40 a 42.<br />
Tabela 12: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 - 6% de deformação<br />
Picos 2θ d (Angtrons) Fase / Índice Miller<br />
1 78,44 1,22 Gama / (200)<br />
2 105,78 0,96 Alfa / (200)<br />
3 127,48 0,86 Gama / (220)<br />
Porcentagem de Austenita Retida 3,46%<br />
Intensidade<br />
Intensidade<br />
2 θ (Graus)<br />
Figura 39: Região Espectral 2θ = 127,33° para amostra deformada em 0% (Gama)<br />
2 θ (Graus)<br />
Figura 40: Região Espectral 2θ = 78,44° para amostra deformada em 6% (Gama)
Anexos 46<br />
Intensidade<br />
2 θ (Graus)<br />
Figura 41: Região Espectral 2θ = 105,78° para amostra deformada em 6% (Alfa)<br />
Intensidade<br />
2 θ (Graus)<br />
Figura 42: Região Espectral 2θ = 127,48° para amostra deformada em 6% (Gama)<br />
A Tabela 13 mostra os resultados da análise espectral obtidos para a amostra<br />
com 12% de deformação nos difratogramas mostrados nas Figuras 43 a 45.<br />
Tabela 13: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 - 12% de deformação<br />
Picos 2θ d (Angtrons) Fase / Índice Miller<br />
1 77,98 1,22 Gama / (200)<br />
2 105,26 0,96 Alfa / (200)<br />
3 127,14 0,86 Gama / (220)<br />
Porcentagem de Austenita Retida 2,22%
Anexos 47<br />
Intensidade<br />
2 θ (Graus)<br />
Figura 43: Região Espectral 2θ = 77,98° para amostra deformada em 12% (Gama)<br />
Intensidade<br />
2 θ (Graus)<br />
Figura 44: Região Espectral 2θ = 105,26° para amostra deformada em 12% (Alfa)<br />
Intensidade<br />
2 θ (Graus)<br />
Figura 45: Região Espectral 2θ = 127,14° para amostra deformada em 12% (Gama)
Anexos 48<br />
A Tabela 14 mostra os resultados da análise espectral obtidos para a amostra<br />
com 18% de deformação nos difratogramas mostrados nas Figuras 46 a 48.<br />
Tabela 14: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 - 18% de deformação<br />
Picos 2θ d (Angtrons) Fase / Índice Miller<br />
1 78,08 1,22 Gama / (200)<br />
2 105,43 0,96 Alfa / (200)<br />
3 127,27 0,86 Gama / (220)<br />
Porcentagem de Austenita Retida 1,98%<br />
Intensidade<br />
2 θ (Graus)<br />
Figura 46: Região Espectral 2θ = 78,08° para amostra deformada em 18% (Gama)<br />
Intensidade<br />
2 θ (Graus)<br />
Figura 47: Região Espectral 2θ = 105,43° para amostra deformada em 18% (Alfa)
Anexos 49<br />
Intensidade<br />
2 θ (Graus)<br />
Figura 48: Região Espectral 2θ = 117,27° para amostra deformada em 18% (Gama)<br />
Pelos resultados apresentados nos difratogramas e nas tabelas citada acima,<br />
percebe-se claramente que o com o aumento do estiramento nas amostras a<br />
porcentagem de austenita retida residual foi diminuindo, sendo esta verificação o<br />
fundamento principal dos estudos que foram realizados. Este fato pode ser<br />
verificado no gráfico exposto a seguir na Figura 49, onde se percebe que com o<br />
aumento da deformação a porcentagem de austenita retida diminui, comprovando o<br />
que se afirma em literaturas a respeito.<br />
Gráfico – Relação entre Limite de Resistência X<br />
Porcentagem de Deformação X Austenita Retida<br />
Figura 49: Gráfico - Relação entre Limite de Escoamento x Deformação x Austenita Retida
Anexos 50<br />
Para uma compreensão mais detalhada da composição das fases presentes<br />
no material seria interessante realizar ensaios para a determinação da textura<br />
cristalográfica das fases presentes, porém mesmos estes ensaios realizados via<br />
EBSD (Automated Backscattered Electron Diffraction) e/ou OIM (Orientation Imaging<br />
Microscopy) apresentam dificuldades na separação e estudo da morfologia e<br />
quantidade de fases presentes principalmente quando se considera o efeito da<br />
textura na difração dos picos, principalmente nos casos onde a textura da austenita<br />
retida, ferrita e ferrita/bainita são diferentes (VERLINDEN et al, 2001). Segundo<br />
ainda VERLINDEN et al, 2001, devido às complicações expostas, não são possíveis<br />
medidas experimentais de textura da austenita em aços com médio teor de carbono<br />
bem como a determinação das relações entre a austenita e seus produtos de<br />
transformação, isto é, martensita e ferrita/bainita.<br />
Um método que vem sendo utilizado com mais sucesso para a determinação<br />
das fases presentes no aço TRIP 800, principalmente para a determinação da<br />
quantidade de austenita retida (não magnética) é a Ressonância Magnética (ZHAO<br />
et al, 2001).
Anexos 51<br />
6.0 CONCLUSÕES<br />
As conclusões abaixo se referem às observações referentes ao<br />
desenvolvimento experimental e aos resultados obtidos:<br />
O aço TRIP 800 estudado apresentou resultados de propriedades mecânicas<br />
e de estampabilidade (r e n) coerentes com a literatura a respeito o que pode<br />
lhe conferir um alta capacidade de absorção de energia quando aplicado<br />
numa peça de carroceria e uma boa condição de estampagem quando<br />
submetido a operações de conformação .<br />
O estudo dos mecanismos de endurecimento e da microestrutura via<br />
microscopia óptica se mostrou pouco adequado e apresentou limitações<br />
inerentes ao método como por exemplo, a dificuldade de se obter uma<br />
solução de ataque adequada e segundo, a dificuldade de se obter contrastes<br />
que fossem suficientemente adequados para a separação visual das fases.<br />
Os estudos da microestrutura via microscopia óptica e microscopia eletrônica<br />
de varredura se mostraram ineficientes pela dificuldade de visualização das<br />
fases devido ao fato de que não se conseguiu utilizar uma solução de ataque<br />
que revelasse as fases de uma maneira mais clara.<br />
O estudo dos mecanismos de endurecimento e das fases presentes via<br />
difração de Raios-X se mostrou adequada para análises qualitativas e<br />
quantitativas de fases presentes. Esta técnica também se mostrou adequada<br />
para medidas de parâmetros de rede com exceção de fases que apresentam<br />
reticulados parecidos se mostrando superpostos. Para análises quantitativas<br />
de frações volumétricas de fase presentes o método se mostrou adequado<br />
sendo que os resultados obtidos de austenita retida estão de acordo com as<br />
literaturas consultadas.<br />
Pela avaliação microestrutural via Difração de Raios-X, percebe-se que<br />
ocorreram modificações na quantidade e composição das fases presentes.
Anexos 52<br />
Com 6% de estiramento percebeu-se que a austenita retida teve uma<br />
diminuição acentuada de sua quantidade se comparada com a porcentagem<br />
de austenita retida com 0% de deformação, concluindo-se então que este aço<br />
apresenta grandes taxas de transformação de austenita retida em martensita<br />
já nas fases inicias de transformação, comprovando o que se afirma em<br />
literatura a respeito.
Anexos 53<br />
7.0 TRABALHOS FUTUROS<br />
A seguir estão algumas sugestões de trabalhos futuros (mestrado e<br />
doutorado) e algumas linhas de pesquisa, nas quais se percebeu algumas lacunas<br />
de conhecimento com respeito a estes aços.<br />
1) Caracterização mecânica e quantificação de fases via EBSD (Automated<br />
Backscattered Electron Diffraction) e Ressonância Magnética utilizando taxas<br />
de deformação com velocidades variáveis nos aços TRIP.<br />
2) Estudo da distribuição de solutos na austenita retida dos aços TRIP, usando<br />
EBSD (Automated Backscattered Electron Diffraction), microscopia eletrônica<br />
de transmissão e dilatometria, formulando, comprovando ou refutando<br />
algumas teorias existentes a respeito.<br />
3) Estudo e modelamento do tamanho, forma e distribuição de fases durante o<br />
recozimento intercrítico, sendo que já e conhecido que as frações de cada<br />
uma das fases pode ser fortemente afetada por condições de resfriamento.<br />
4) Desenvolvimento e validação de um método de aplicação de metalografia<br />
colorida para a análise das fases presentes.<br />
5) Estudo da soldabilidade por resistência elétrica dos aços TRIP, considerando<br />
as variações de processo.<br />
6) Estudo da corrosão em aços TRIP considerando variações de composição<br />
química e microestrutural, com ou sem pré-deformação.<br />
7) Desenvolvimento de uma teoria com aplicações da Teoria de Ashby e<br />
considerando observações relativas à estabilidade da austenita retida em<br />
aços multifásicos direcionando este estudo para os aços TRIP. Este trabalho<br />
poderia colaborar muito nos estudos e entendimento dos mecanismos do
Anexos 54<br />
aumento das propriedades mecânicas e de variações de propriedades de<br />
estampabilidade dos aços multifásicos com a deformação.
Anexos 55<br />
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS<br />
ARCELOR AUTO - www.arcelorauto.com - Acesso em: 15/02/2005<br />
ASHBY, M. F.; The Deformation of Plastically Non-Homogeneous Materials, Phil<br />
Mag, Ser.8, V21, 1970, P.399-424.<br />
AULA 03 – TELECURSO 2000 - Ensaio de Tração: Propriedades Mecânicas<br />
avaliadas<br />
AVC – Advance Vehicle Concepts - Technical Transfer Dispatch , Brussels - 2001.<br />
BHADESHIA, H. K. D. H.; Bainite in Steels, Second Edition, 2001, The University<br />
Press, Cambridge, P.201-224.<br />
BLECK, W.; Using the TRIP Effect -- The Dawn of a Promising New Group of Cold<br />
Formable Sheets, Int. Conf. on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys, Editora<br />
BC de Cooman, GRIPS, Ghent, 2002, P.13-23.<br />
BLECK, W.; HULKA, K.; PAPAMETELLOS, K.; Effect of niobium on the mechanical<br />
properties of TRIP steels, Materials Science Forun , Vo 284-286, p. 327-334 –<br />
1998.<br />
CADA, R.; “Comparison of formability of steel sTRIPs, which are used for deep<br />
drawing of stamping” Journal of Materials Processing Technology - N°60 - 1996<br />
p.283-290<br />
CATÁLOGO TÉCNICO – THYSSENKRUPP STAHL - Umformverhalten höher –<br />
und höchst-fester Mehrphasenstähle. 1999.<br />
CHEN, H. C.; ERA, H.; SHIMIZU, M.; Effect of Phosphorus on the Formation of<br />
Retained Austenite and Mechanical Properties in Si-Containing Low-Carbon<br />
Steel Sheet," Met Trans A, V20A, 1989, P437-445.
Anexos 56<br />
CORNETTE, D.; HOURMAN, T.; HUDIN, O.; LAURENT, J. P.; REYNAERT, A.;<br />
High Strength Steels for Automotive Safety Parts - Society of Automotive<br />
Engineers Annual Congress - 2001-01-0078.<br />
DE MEYER, M.; VANDERSCHUEREN, D.; DE COOMAN, B.C.; The Influence of the<br />
Substitution of Si by Al on the Properties of Cold-Rolled C-Mn-Si TRIP Steels,<br />
ISIJ Int, V39, 1999, Pag. 813-822.<br />
DIETER, G. E.; Mechanical Metallurgy, 2 nd . Edition, 1976, McGraw-Hill Kogakusha,<br />
Pag. 201-216.<br />
DIN 50125 – Corpos de Prova para Ensaio de Tração . Edição 1991.<br />
DIN EN 10002 – Ensaios de Tração – Parte 1- Método de Ensaio à Temperatura<br />
Ambiente . Edição 2001.<br />
EHRHARDT, B.; GERBER, T.; SCHAUMANN, T. W.; Approaches to<br />
Microestructural Design of TRIP and TRIP Aided Cold Rolled High Strength<br />
Steels. Technical Contribution to TKS, 2004.<br />
ENGL, B.; HEIDMANN, U.; MÜSCHENBORN, W.; "Cold Formability and Light<br />
Weight Construction – Driving forces for recent steel development," in Modern<br />
LC and ULC Sheet Steels for Cold Forming: Processing and Properties, Ed. W<br />
Bleck, Verlag Mainz, Aachen, 1998, Pág. 39-50.<br />
FLORES, E.; AL OMAR, A.; CABRERA, J. M.; PRADO, J. M. Los Aceros Micro<br />
Aleados de Medio Carbono – Barcelona - Revista Deformación Metálica N° 238<br />
/ 1998.<br />
GHOSH, O.; OLSON, T.; Kinetics of FCC -> BCC Heterogeneous Martensitic<br />
Nucleation I - The Critical Driving Force for a Thermal Nucleation, Acta Mat. 42, P.<br />
3361, 1994
Anexos 57<br />
HOUBAERT, Y.; KESTENS, L.; Desarrollos Recientes en Aceros de Embutición<br />
Basados en Estudios de Textura Cristalográfica – Informe Técnico – IV Jornadas<br />
sobre Materiales en la Industria de la Automoción – Barcelona - 2000. Pág. 41-<br />
53.<br />
HOUBAERT, Y.; VAN SNICK, A.; Aceros de Calidad de Embutición con Efecto<br />
“Bake Hardening” - Informe Técnico – IV Congreso de la Deformación Metálica,<br />
Deformetal’96 – Barcelona – 1996. Pág. 54 - 59.<br />
ITAMI, A.; TAKAHASHI, M.; USHIODA, K.; Cold Rolled High Strength Sheet Steel<br />
and Plastic Stability of Their Retained Austenite” - High-Strength Steels for<br />
Automotive Symposium Proceedings . Ed. R Pradhan, ISS, 1994, P245-254.<br />
JACQUES, P.; CORNET, X.; HARLETT, P.H.; LADRIÈRE, J.; DELANNAY, F;<br />
Enhancement of the Mechanical Properties of a Low-Carbon, Low-silicon Steel<br />
by the Formation of a Multiphase Microstructure Containing Retained Austenite,<br />
Met Trans A, V29A, 1998, P.2383-2393.<br />
JOENG, W. C.; New Techniques for Observation of Retained Austenite in High<br />
Strength Dual Phase and TRIP Cold Rolled Steel Sheets – 1994. ISIJ<br />
International 49.<br />
JIMENEZ, J. R.; REBOLLERO P. C.; Tecnologia General para Ingenieros, - 2°<br />
Edição – 1970. Editorial Cosmos – Valência - Espanha.<br />
<strong>KANTOVISCKI</strong>, A. R.; Estudios de la Aplicación Industrial de los Aceros de Alta<br />
Resistencia – Relatório de Trabalho Supervisionado – Engenheiro Trainee -<br />
SEAT/Volkswagen – Espanha – Barcelona – 2000/2001.<br />
LAGNEBORG, R.; New Steels and Steel Applications for Vehicles - Materials &<br />
Design – Vol. 12 N°1 - 02/1992.
Anexos 58<br />
MATSUMURA, O. ; SAKUMA, S.; TAKECHI, H.; Enhancement of Elongation by<br />
Retained Austenite in Intercritical Annealed 0.4C-1.5Si-0.8Mn Steel, Trans ISIJ,<br />
V27, 1987, P570-579<br />
MOULIN, A. Etude bibliographique - Facteurs influençant la transformation<br />
martensitique - Des moyens pratiques pour augmenter la stabilité de l'austénite<br />
résiduelle - Catálogo Técnico - Usinor Auto - 2001.<br />
NAKAOKA, N.; HOSOYA, Y.; OHMURA, N.; NISHIMOTO, A.; Reassessment of<br />
the Water- Quench Process as a Means of Producing Dual-Phase Formable<br />
Steel Sheets," Structure and Properties of Dual-Phase Steels, ed. RA Kot and<br />
JW Morris, TMSAIME, 1999, P.330-345.<br />
NBR 6152 - Determinação das propriedades mecânicas à tração de materiais<br />
metálicos – Edição 1990.<br />
PARISH, C. M.; Fundamental Study of Phase Transformations in Si-Al TRIP Steels<br />
Dissertação de Mestrado - University of Pittsburgh – 2000.<br />
RIGSBEE, J. M.; VANDERAREND P. J.; Laboratory Studies of Microstructures and<br />
Structure-Property Relationships in ‘Dual-Phase’ HSLA Steels," - Formable<br />
HSLA Steels, AT Davenport, ed., TMS-AIME, 1979, P.56-86.<br />
ROMANO, G.; VERDEJA, J. I.; PERO-SANZ; J. A. .; Aceros para Carrocerías –<br />
Informe Técnico – IV Jornadas sobre Materiales en la Industria de la Automoción<br />
Barcelona - 2000. Pág. 15-27.<br />
ROSS, R. B.; Handbook of Metal Treatments and Testing, Trad. Joel Requeira<br />
Teodósio, São Paulo, Difusão Editora S.A, 1977, 2 ª edição, P. 01-70.<br />
SMITH, W. A.; Structure and Properties of Engineering Alloys, Segunda Edição ,<br />
McGraw-Hill, 1993, P.130.
Anexos 59<br />
SSAB TUNNPLÅT - Reducing the Body Weight by Using Extra and Ultra High<br />
Strength Steel - The New Steel Concept in Automotive Design - Informações<br />
Técnicas – 1999 - P. 100-139<br />
SCHAEFFER, L.; Novos Desenvolvimentos em Conformação Mecânica com Ênfase<br />
em Chapas Metálicas na Indústria Automobilística. – 2001.<br />
SCHEID, A.; <strong>KANTOVISCKI</strong>, A. R.; Aços de Alta Resistência para a Indústria<br />
Automobilística – Perspectivas Futuras e Aplicabilidade – Informe Técnico – 58°<br />
Congresso Anual da ABM – Rio de Janeiro – Julho de 2003.<br />
SVERDLIN, A. V.; NESS, A. R.; The Effects of Alloying Elements on the Heat<br />
Treatment of Steel," Steel Heat Treatment Handbook, New York, 1997, P.45-91.<br />
THYSSEN - CATÁLOGO TÉCNICO – THYSSENKRUPP STAHL - Höherfester<br />
Stahl für den Automobil-Leichtbau. 1999.<br />
TOURRUCÔO, M.; Estudo de Chapas de Elevada Resistência para a Indústria<br />
Automobilística – Dissertação de Mestrado – Universidade Federal do Rio<br />
Grande do Sul – 1999.<br />
TRAINT, S.; PICHLER, A.; TIKAL, R.; STIASZNY, P.; WERNER, E. A.; Influence of<br />
Manganese, Silicon and Aluminum on the Transformation Behavior of Low-<br />
Alloyed TRIP-Steel, 42nd MWSP Conference, 2000, P.549-562<br />
TSUKATANI, I.; HASHIMOTO, S.; INOUE, T.; Effect of silicon and manganese<br />
Addition on Mechanical Properties of High-Strength Hot-Rolled Sheet Steel<br />
Containing Retained Austenite," ISIJ Int, V31, 1991, P992-1000<br />
VANDER VOORT, F. G.; Metallography: Principles and Practice, McGraw-Hill, 1984,<br />
216, Pag. 637-638
Anexos 60<br />
VERLINDEN, B.; BOCHER, P.; GIRAULT, E.; AERNOUDT, E. Austenite Texture<br />
and Bainite/Austenite Orientation Relationships in TRIP Steels - Scripta<br />
Materialia 45 – 2001- Pág 909-916.<br />
ZACKAY, V. F.; PARKER, E. R.; FAHR, D.; BUSCH, R.; The Enhancement of<br />
Ductility in High-Strength Steel," Transactions of the ASM, V60, 1967, P.252-259<br />
ZHAO, A.; Continuous Cooling Transformations in Steels, Mat. Science and Tech. 8,<br />
P.997, 1992.<br />
ZHAO, L.; *, VAN DIJK, N. H.; BRÜCK, E.; SIETSMA, J.; VAN DER ZWAAG, S.;<br />
Magnetic and X-ray Diffraction Measurements for the Determination of Retained<br />
Austenite in TRIP Steels ; Materials Science and Engineering A313 (2001), p.145<br />
–152.
Anexos 61
Anexos 62<br />
ANEXO 1<br />
Análises das Fases Presentes via Difração de Raios-X<br />
O resumo dos Padrões para a martensita e a austenita encontrados nas<br />
fichas JCPDS (“44-1289; 44-1293 e 31-0619”) encontra-se transcrito<br />
respectivamente nas tabelas 15 e 16 abaixo (TOURROCO, 1999) .<br />
Tabela 15: Valores de Distância interplanar (d) e parâmetros de rede para a<br />
Martensita de acordo com seus teores de carbono<br />
Planos<br />
d ( A 0 )<br />
0.055%C<br />
a = 2,859<br />
c = 2,937<br />
d ( A 0 )<br />
0.08%C<br />
a = 2,856<br />
c = 2,960<br />
d ( A 0 )<br />
0.09%C<br />
a = 2,854<br />
c = 2,983<br />
d ( A 0 )<br />
0.12%C<br />
a = 2,847<br />
c = 3,018<br />
d ( A 0 )<br />
0.14%C<br />
a = 2,846<br />
c = 3,053<br />
(101) 2,04820 2,05530 2,06150 2,07050 2,08140<br />
(110) 2,02130 2,01960 2,01790 2,01280 2,01190<br />
(002) 1,46830 1,48010 1,49120 1,50870 1,52620<br />
(200) 1,42930 1,42770 1,42690 1,42350 1,42310<br />
(112) 1,18800 1,19360 1,19930 1,20740 1,21610<br />
(211) 1,17220 1,17270 1,17340 1,17310 1,17480<br />
(202) 1,02420 1,02770 1,03100 1,03540 1,04080<br />
(220) 1,01070 1,00970 1,00910 1,00650 1,00610<br />
(103) 0,92620 0,93250 0,93900 0,948500 0,95820<br />
(301) 0,90640 0,90620 0,90630 0,905200 0,90590<br />
(310) 0,90410 0,90310 0,90250 0,900200 0,89990<br />
(222) 0,83260 0,83410 0,83580 0,837400 0,84010<br />
(213) 0,77730 0,78080 0,78440 0,789300 0,79480
Anexos 63<br />
Tabela 16: Valores de distância interplanar (d) para a Austenita<br />
Planos<br />
d (angstrons)<br />
a = 3,60<br />
Intensidade (%)<br />
(111) 2,08000 100<br />
(200) 1,80000 80<br />
(220) 1,27000 50<br />
(311) 1,08300 80<br />
(222) 1,03700 50<br />
(400) 0,90000 30