REDEMAT REDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS

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1 REDEMAT REDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS UFOP CETEC UEMG UFOP - CETE C - UEMG Dissertação de Mestrado Efeito da composição química e do volume de água do resfriamento secundário na formação de trincas superficiais transversais de quina em placas produzidas no lingotamento contínuo AUTOR: DEIVISON MORAIS ALVARENGA ORIENTADOR: LEONARDO BARBOSA GODEFROID Fevereiro de 2012

2 REDEMAT REDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS UFOP CETEC UEMG UFOP - CETEC - UEMG Deivison Morais Alvarenga Efeito da composição química e do volume de água do resfriamento secundário na formação de trincas superficiais transversais de quina em placas produzidas no lingotamento contínuo Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais da REDEMAT, como parte integrante dos requisitos para a obtenção do título de Mestre em Engenharia de Materiais. Área de concentração: Processo de Fabricação Orientador: Prof. Leonardo Barbosa Godefroid Ouro Preto, fevereiro de 2012

3 A473e Alvarenga, Deivison Morais. Efeito da composição química e do volume do resfriamento secundário na formação de trincas superficiais transversais de quina em placas produzidas no lingotamento contínuo [manuscrito] / Deivison Morais Alvarenga xiii, 100 f.: il. color.; graf.; tab. Orientador: Prof. Dr. Leonardo Barbosa Godefroid. Dissertação (Mestrado) - Universidade Federal de Ouro Preto. Escola de Minas. Rede Temática em Engenharia de Materiais. Área de concentração: Processos de Fabricação. 1. Lingotamento contínuo - Teses. 2. Placas de aço - Teses. 3. Metais - Ductilidade - Teses. 4. Metais - Fratura - Teses. I. Universidade Federal de Ouro Preto. II. Título. CDU: Catalogação: sisbin@sisbin.ufop.br

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5 Dedico esse trabalho a minha esposa, Angélica, e a minha filha, Ana Lara. i

6 AGRADECIMENTOS O autor agradece primeiro a Deus e em particular: À minha esposa e à minha filha pelo apoio e paciência; Ao meu pai, irmãos e, em especial, à minha mãe, falecida durante a elaboração deste trabalho, pelo exemplo de vida que ainda hoje muito me inspira; À ArcelorMittal Tubarão pela oportunidade de aperfeiçoamento técnico, profissional e pessoal, bem como pelos recursos financeiros que viabilizaram a elaboração deste trabalho; Ao professor Leonardo Barbosa Godefroid, pelos conhecimentos transmitidos, apoio e orientação; Aos colegas de trabalho pela motivação e apoio no desenvolvimento das atividades; À equipe do Lingotamento Contínuo, Laboratório e a todo pessoal da área de Controle de Qualidade e Inspeções de Produtos pelas valorosas contribuições durante a execução deste trabalho. ii

7 SUMÁRIO CAPÍTULO 1 INTRODUÇÃO... 1 CAPÍTULO 2 OBJETIVOS... 3 CAPÍTULO 3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA Processo de Lingotamento Contínuo Comportamento da Solidificação dos Aços Médio Carbono no Lingotamento Contínuo Tipos de Trincas no Lingotamento Contínuo Formação de Defeitos Superficiais no Lingotamento Contínuo Formação das marcas de oscilação em placas de aço Formação das trincas superficiais transversais Comportamento da Ductilidade a Quente sob Condições de Lingotamento Contínuo Influência da temperatura na ductilidade a quente Influência da velocidade de deformação na ductilidade a quente Influência da história térmica na ductilidade a quente Influência da composição química na ductilidade a quente Caracterização do Defeito Trinca Transversal Superficial de Quina em Placa de Aço...46 CAPÍTULO 4 METODOLOGIA Tipo de Aço em Estudo Caracterização do Aço Através do Ensaio de Tração a Quente Preparação dos corpos de prova (CPs) Descrição das condições do ensaio de tração a quente Influências da Composição Química na Geração de Trinca Transversal de Quina Influência do Volume de Água do Resfriamento Secundário na Geração de Trinca Transversal de Quina Procedimentos adotados antes da experiência iii

8 Limpeza do sistema de oscilação no molde de lingotamento contínuo Avaliação das condições dos rolos (empeno, espaçamento, alinhamento e vazamento de água) dos segmentos da máquina de lingotamento Procedimentos adotados durante a experiência Avaliação da temperatura superficial da quina da placa Avaliação da sanidade interna da placa Procedimentos adotados após a experiência CAPÍTULO 5 RESULTADOS E DISCUSSÕES Influência dos Teores dos Elementos Químicos na Ocorrência de Trinca de Quina Influência do teor de enxofre na ocorrência de trinca superficial transversal de quina Influência da relação Al x N (Produto Alumínio Nitrogênio da Placa) Ensaio de Tração a Quente Resultados da Ocorrência de Trinca Transversal de Quina em Função do Volume de Água do Resfriamento Secundário Caracterização do defeito trinca transversal de quina em placa de aço...89 CAPÍTULO 6 CONCLUSÃO CAPÍTULO 7 SUGESTÕES DE TRABALHOS FUTUROS CAPÍTULO 8 - REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS iv

9 RESUMO Tradicionalmente a ArcelorMittal Tubarão é uma grande fornecedora de placas destinadas à laminação de chapas grossas. Com o objetivo de atender à elevação da produção de placas destinadas a esse mercado além do rigor quanto à qualidade superficial, foi desenvolvido um estudo sobre o defeito superficial trinca de quina, que, nessa empresa, tem sido responsável pela realização de grande parte da escarfagem, operação feita para garantir a qualidade superficial para os clientes finais quando identificada a ocorrência dessas imperfeições. Este trabalho visa a contribuir para uma diminuição da ocorrência de trincas superficiais transversais na quina das placas produzidas em lingotamento contínuo, através de um melhor entendimento do mecanismo de formação dessas trincas e da atuação do sistema de refrigeração secundária da máquina de lingotamento contínuo. Os ensaios efetuados no simulador físico termomecânico conseguiram prever muito bem a ductilidade a quente do aço em estudo, vistos os resultados reais encontrados após alteração da distribuição do volume de água no resfriamento secundário da máquina de lingotamento. O estudo realizado permitiu implantar ações de controle de qualidade e de processo, bem como proporcionou um maior entendimento sobre o fenômeno de formação de trincas, fazendo com que houvesse diminuição de custo de processamento, elevação de rendimento e redução de retrabalhos, além de elevação no nível de satisfação dos clientes através da melhoria na qualidade superficial do produto. v

10 ABSTRACT ArcelorMittal Tubarão is a traditional supplier of slabs for the production of heavy plates. In order to meet the increasing demand of slabs for this market as well as the slab surface quality requirements it was developed a study concerning transverse corner crack on slabs. This defect is detrimental to the final application and is being removed by means of slab scarfing whenever identified. This work aims to decrease the occurrence of transverse surface corner cracks on the slabs produced in continuous casting, through a better understanding of the crack formation mechanism and the secondary cooling system performance of continuous casting machine. The tests performed in thermo mechanical physical simulator were able to predict the hot ductility of steel in this study. The study promoted a greater understanding of the corner crack formation mechanism allowing the implementation of quality and process control actions with positive results in the slab surface quality. It was observed gains on processing cost, conditioning yield and rework. Finally the customer satisfaction increased by the improvement of the surface quality. vi

11 LISTA DE FIGURAS Figura Layout básico da máquina de lingotamento contínuo de placas Figura 3.2- Esquema do fenômeno de lingotamento na região do molde [1]... 7 Figura Detalhe da região de solidificação dos aços no sistema Fe-C Figura Efeito do teor de carbono na contração do aço [8] Figura Ilustração esquemática que mostra a estrutura cristalina da austenita na pele de aço solidificada: (a) aço baixo e alto carbono; (b) aço médio carbono (peritético) [9] Figura Tipos mais comuns de trincas no lingotamento Figura Marcas de oscilação em placa de lingotamento contínuo Figura Formação das marcas de oscilação no lingotamento contínuo [12] Figura Três mecanismos de formação da marca de oscilação [13] Figura Trinca transversal superficial de quina Figura Seção longitudinal da placa com trincas superficiais transversais na base das marcas de oscilação Figura Regiões de fragilidade durante a solidificação dos aços Figura Mecanismo para a formação e propagação das trincas transversais no fundo das marcas de oscilação com o transbordamento da pele do menisco [15] Figura (a) Definição da profundidade da segregação e da marca de oscilação, característica da marca de oscilação (71); (b) Exemplos de trincas superficial e subsuperficial devido à segregação na marca de oscilação [16] Figura Esquema mostrando a formação das trincas transversais em aço microligado ao Nb com a coalescência de vazios e crescimento do contorno de grão da austenita (a-c), e no intervalo de duas fases γ α em (d-f) [17] Figura Representação esquemática das tensões trativas e compressivas durante dobramento e desdobramento da placa de aço no processo de lingotamento contínuo [17] Figura Correlação entre o tempo de estripamento negativo e (a) a profundidade das marcas de oscilação e (b) as trincas transversais em placas de lingotamento contínuo de aços microligados [19] Figura Influência do teor de S na ocorrência de trinca em placa Figura Influência do teor de N na ocorrência de trinca em placa Figura Influência do produto Al*N na ocorrência de trinca em placa vii

12 Figura Representação esquemática da variação da ductilidade a quente dos aços com a temperatura [14] Figura Comportamento mecânico do aço próximo à frente de solidificação [27] Figura Curva típica de ductilidade a altas temperaturas dos testes de tração a quente.. 29 Figura Mecanismo de falha intergranular induzido por transformação Figura Influência da velocidade de deformação sobre a ductilidade a quente de aços (a) Si-Mn e (b) Nb [9] Figura Influência da velocidade de deformação sobre a ductilidade a quente de aços Si- Mn e ao Nb [14] Figura Variação da ductilidade em função da temperatura e taxa de deformação na zona III [14] Figura Influência do ciclo térmico sobre a ductilidade a quente dos aços comparação de diferentes ciclos térmicos [33] Figura Curvas de ductilidade a quente aço carbono acalmado ao alumínio em diferentes ciclos térmicos [54] Figura Influência da relação Mn/S na ductilidade a quente de aços, segundo Maehara et al. [38] Figura Efeito do carbono (a) e do fósforo (b) na ductilidade a quente de um aço com 0,03% de Nb, segundo Ouchi e Matsumoto [39] Figura Diagrama de fases Fe-C adaptado, apresentando o distanciamento das linhas liquidus e solidus em teores de carbono superiores a 0,12% [41] Figura Influência do teor de carbono na ocorrência de trinca superficial (a) e no tamanho de grão (b) [42] Figura Influência do teor de fósforo sobre a ductilidade de aços ao Nb, segundo Mintz e Arrowsmith [43] Figura Efeito dos teores de C e P na ductilidade na faixa de temperatura entre 900ºC e 1200ºC [54] Figura Influência do Nb sobre a ductilidade de aços microligados de alta resistência, segundo Bernard [45] Figura Influência do vanádio, nióbio e nitrogênio na ductilidade a quente de aços peritéticos, segundo Mintz e Abushosha [46] Figura Influência do vanádio, nióbio e nitrogênio na ductilidade a quente de aços peritéticos, segundo Mintz e Abushosha [47] Figura Influência de pequenas adições de Ti (0,02% 0,03%) na ductilidade a quente do aço C-Mn-Al [9] viii

13 Figura Influência do titânio na ductilidade a quente de aços C-Mn-Nb-Al e C-Mn-V-Al, segundo Mintz e Abushosha [47] Figura Efeito do teor de N (a) e da adição de Ti (b) na ductilidade a quente de aços microligados ao Nb, segundo Ouchi e Matsumoto [39] Figura Trinca observada após leve passe de escarfagem na placa de aço microligado com baixo carbono e elevado manganês [24] Figura 3.43 Esfoliação de borda na bobina originada pela presença de trinca de quina na placa. Em cima, observa-se a superfície da bobina e, em baixo, a seção transversal da bobina [24] Figura Na esquerda, é possível ver a trinca cortando as dendritas. Isso demonstra que ela se propagou no estado sólido. Na direita, observam-se microcavidades ao longo do contorno de grão no prolongamento das trincas que são intergranulares Figura Corte diagonal na quina da placa com trinca e prolongamento da trinca no plano diagonal após ataque da estrutura dendrítica [5] Figura Propagação da trinca ao longo do filme de ferrita formado no contorno de grão da austenita prévia (superfície superior próxima à quina) [5] Figura Curva de ductilidade a quente de aço ao nióbio versus temperatura [46] Figura Máquina Gleeble 3500, Centro de Pesquisas da ArcelorMittal em East Chicago, Estados Unidos Figura Posição de retirada das amostras Figura Dimensões dos corpos de prova destinados ao ensaio de tração a quente Figura Corpo de prova com o termopar soldado Figura Placa com escarfagem leve na borda Figura Distribuição do volume de água do resfriamento secundário da máquina de lingotamento contínuo 3 da ArcelorMittal Tubarão Figura Processo de escarfagem na borda Figura Processo de inspeção das placas Figura Computador laptop com sistema de monitoração da oscilação do molde Figura Posicionamento dos sensores no molde Figura Dados do desvio de deslocamento vertical no sistema de oscilação do molde pré e pós-limpeza [50] Figura Equipamento Roll Gap Checker ix

14 Figura Medição da temperatura através do uso de termografia Figura Posição de retirada de amostras para ensaio de macroataque Figura Influência do teor de S na ocorrência de trinca de quina na placa de aço Figura Influência da relação Mn/S na ocorrência de trinca de quina na placa de aço Figura Efeito do Mn e S na fragilização dos aços baixo carbono (C < 0,3%) na faixa de temperatura entre 900ºC e 1200ºC[53] Figura Influência do produto Al x N na ocorrência de trinca de quina na placa de aço.. 75 Figura Curvas de ductilidade a quente para aços C-Mn-Al com vários teores de Al e N solúveis[30] Figura Influência do alumínio e nitrogênio sobre a ductilidade de aços Si-Mn[36] Figura Efeito do teor de nitrogênio (A) e do teor de alumínio (B) sobre a ductilidade de aços Si-Mn[39] Figura Mecanismo de fragilização devido à precipitação de AlN ou Nb(C, N) Figura Curva de ductilidade do aço médio carbono produzido na ArcelorMittal Tubarão Figura Repetição da curva de ductilidade do aço médio carbono produzido na ArcelorMittal Tubarão Figura Aspecto visual dos corpos de prova após o ensaio de tração a quente Figura Aspecto visual dos corpos de prova na região da fratura sob vista frontal Figura 5.13 Aspecto visual dos corpos de prova na região da fratura sob vista de topo Figura (a) Imagem da fratura a 650ºC 40X; (b) Imagem da fratura a 650ºC 200X; (c) Imagem da fratura a 650ºC 500X; (d) Imagem da fratura a 650ºC 1000X; (e) Imagem da fratura a 750ºC 40X.; (f) Imagem da fratura a 750ºC 200X; (g) Imagem da fratura a 750ºC 500X; (h) Imagem da fratura a 750ºC 500X Figura Influência do volume de água do resfriamento secundário na ocorrência de trinca Figura Medições de temperatura no veio 5 (curva de resfriamento em teste) durante o teste de redução do volume de água do resfriamento secundário da máquina de lingotamento Figura Medição de temperatura no veio 6 (curva de resfriamento padrão) de lingotamento durante o teste de redução do volume de água do resfriamento secundário da máquina de lingotamento x

15 Figura Foto de macroataque representativa de ambos os veios de lingotamento Figura Influência da curva de resfriamento secundário na ocorrência de trinca Figura Trinca transversal de quina detectada após escarfagem na borda da placa Figura Trinca transversal na quina da placa Figura Propagação da trinca de quina na marca de oscilação Figura Micrografia ótica da trinca interceptando as dendritas Figura Micrografia ótica da trinca se propagando nos contornos de grãos Figura Espectroscopia por dispersão de energia (EDS) na região da trinca Figura 5.26 (a) Superfície da fratura na região da quina da placa de aço; (b) Superfície da fratura na região mais afastada da quina da placa...94 Figura 5.27 (a) Imagem da fratura na região da quina da placa de aço 15X; Imagem da fratura na região mais afastada da quina da placa 15X...94 xi

16 LISTA DE TABELAS Tabela IV.1 - Faixa de composição química do aço em estudo (% em peso) Tabela IV.2 - Principais características do lingotamento contínuo 3 da ArcelorMittal Tubarão Tabela IV.3 - Taxa de resfriamento utilizada nos ensaios de tração a quente Tabela IV.4 - Plano de medição de temperatura e amostragem para ensaio de macroataque. 67 Tabela V.1 - Quantidade de placas inspecionadas em função do teor de Mn/S na placa Tabela V.2 - Quantidade de placas inspecionadas em função do teor de Al x N na placa Tabela V.3 - Quantidade de placas inspecionadas e placas com trinca em função do volume de água do resfriamento secundário Tabela V.4 - Ocorrência de trinca de quina em função da curva de resfriamento utilizada xii

17 CAPÍTULO 1 INTRODUÇÃO Este trabalho visa contribuir para uma diminuição da ocorrência de trincas superficiais transversais na quina das placas produzidas em lingotamento contínuo através de um melhor entendimento do mecanismo de formação dessas trincas. A trinca superficial de quina, presente na placa de aço, quando sofre a laminação se alonga na superfície da chapa ou bobina de aço, tornando o defeito visível e de fácil detecção. Portanto, atualmente as trincas superficiais de quina são removidas através do processo de escarfagem manual que gera custo com mão de obra, perda de rendimento, além de uma possível desclassificação da placa devido ao não atendimento dos requisitos de dimensão, superfície e forma do produto. A formação da trinca superficial na placa é um dos problemas específicos do lingotamento contínuo de aços que está relacionado, principalmente, à capacidade de o aço suportar as deformações geradas no processo. Existem duas regiões no lingotamento contínuo que podem ser considerados como críticas na formação de trincas superficiais: o molde e o encurvamento/desencurvamento da placa. No molde, a placa está sujeita à ação de forças de atrito com a parede, o que pode provocar a nucleação de trincas na pele solidificada. Já o encurvamento/desencurvamento ocorre quando a placa está na faixa de temperatura entre 1200 C e 700 C, coincidindo com a região em que os aços apresentam menor capacidade de suportar deformações, sendo, portanto, a mais crítica para a propagação de trincas superficiais. Para minimizar a sua ocorrência, é necessário definir padrões de lingotamento tais que o encurvamento/desencurvamento aconteça em condições em que a superfície da placa possua boa ductilidade. Para determinar os melhores parâmetros operacionais (velocidade de lingotamento, vazões de água no resfriamento secundário, superaquecimento do aço, etc.) para o lingotamento de determinada qualidade de aço, visando à melhor qualidade superficial, é necessário o conhecimento do comportamento dúctil desse material na faixa de temperaturas entre 600 C e 1300 C. Isso é possível através da simulação física, já que, devido à complexidade envolvida nos mecanismos de solidificação, precipitação e deformação a quente, a simulação computacional desses fenômenos torna-se praticamente inviável. Com isso, a máquina de 1

18 ensaios termomecânicos Gleeble tem sido mundialmente utilizada para a realização de ensaios de ductilidade a quente. 2

19 CAPÍTULO 2 OBJETIVOS O presente trabalho visa estudar um determinado tipo de trinca superficial oriundo do processo de solidificação, denominado trinca transversal de quina, assim chamada em virtude da sua localização na borda da placa de aço lingotada. Tal estudo será focado no aço médio teor de carbono (%C entre 0,14 e 0,18), em função de uma maior incidência, e terá como objetivo geral contribuir para um melhor entendimento do mecanismo da formação da trinca superficial transversal de quina em placas produzidas no lingotamento contínuo da ArcelorMittal Tubarão, sendo que, para isso, será necessário: obter a curva de ductilidade a quente do aço utilizado; avaliar o efeito da composição química e do volume de água no resfriamento secundário da máquina de lingotamento contínuo na ocorrência dessas trincas. 3

20 CAPÍTULO 3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 3.1 Processo de Lingotamento Contínuo O lingotamento contínuo tem como função primordial a transformação do aço do seu estado líquido para o sólido de uma forma contínua. Trata-se do modo mais eficiente de solidificar um grande volume de metal em formas mais simples para posterior laminação [1]. Um histórico simplificado do desenvolvimento desse processo pode ser apresentado da seguinte maneira [2] : 1846 Henry Bessemer apresentou a primeira proposta do processo, destinada à produção de placas. A engenharia da época e a falta dos materiais necessários impossibilitaram a sua introdução em escala industrial; 1927/1937 Siegfried Junghaus (Alemanha) desenvolveu estudos sobre lingotamento contínuo de metais e conseguiu produzir ligas de cobre e alumínio por esse processo; 1950 Siegfried Junghaus construiu a primeira máquina de lingotamento contínuo de aço com apenas um veio; 1955 na Rússia entra em operação a primeira máquina de lingotamento contínuo de aço em escala industrial; 1960 entra em operação no Brasil, Rio Grande do Sul, a primeira máquina de lingotamento contínuo de tarugos e, em 1976, no estado de Minas Gerais, a primeira máquina de placas; 2001 a produção via lingotamento contínuo representa mais de 95% do aço produzido no mundo. A utilização do lingotamento contínuo possibilita o aumento de rendimento metálico durante a solidificação da placa de aço, visto que é possível lingotar diversas corridas numa mesma sequência, reduzindo-se, dessa forma, os descartes, como as aparas, que ocorrem durante a laminação dos lingotes. Outra vantagem desse processo está no reduzido consumo de energia se comparado com o lingotamento convencional. A partir da década de 1980, através de adequações no processo de lingotamento contínuo, houve também o aumento da qualidade dos produtos, ficando esta superior à obtida via lingotamento convencional na maioria dos aços. 4

21 A Figura 3.1 mostra um layout básico de uma máquina de lingotamento contínuo, cujos principais componentes são descritos a seguir: Torre giratória Panela de Aço Figura Layout básico da máquina de lingotamento contínuo de placas. Torre giratória: Esse equipamento permite a troca rápida das panelas de aço; Panela de aço: Tem a função de receber o aço líquido proveniente do refino primário e transportá-lo até a instalação de lingotamento contínuo. A panela não é apenas um reservatório, pois nela, em geral, são realizados tratamentos de ajustes finos na composição química e na temperatura dos aços, conhecidos como metalurgia de panela ou refino secundário. Alguns dos processos de refino mais utilizados atualmente são a desgaseificação e descarburação a vácuo, a dessulfuração em panela, a desoxidação e a injeção de argônio; Distribuidor: Sua principal função é distribuir o aço líquido para o número de veios que possui a máquina de lingotamento contínuo. Além dessa, possui outras importantes atribuições, tais como, servir de reservatório de aço de forma a possibilitar trocas de panelas 5

22 sem que haja a interrupção do lingotamento e permitir a remoção de inclusões através da flotação destas; Molde: São produzidos normalmente em liga de cobre, possui refrigeração a água e tem como função principal promover a solidificação inicial do aço. Para uma operação adequada, as características do molde (tipo de material e dimensões) e do pó fluxante, a profundidade e a geometria da válvula submersa, além dos parâmetros de oscilação (frequência e amplitude) e a intensidade da agitação eletromagnética são os principais elementos que devem ser controlados [3] ; Sistema de oscilação do molde: Esse equipamento faz o molde movimentar-se no sentido vertical, para cima e para baixo, seguindo uma curva senoidal ou não senoidal. Essa técnica é fundamental para a lubrificação do aço em contato com a parede do molde e utilizada para prevenir defeitos superficiais do produto, pois reduz o atrito entre o aço sólido e o molde. Geralmente os parâmetros de oscilação são definidos em função do tempo de estripamento negativo que representa o tempo em que o molde, quando em movimento descendente, possui velocidade maior que a de extração da placa [4] ; Barra falsa: É utilizada exclusivamente quando se deseja iniciar a operação da máquina. Esse dispositivo é introduzido no molde de cobre de forma a criar restrição física longitudinalmente ao sentido de lingotamento. Além dos sistemas apresentados, fazem parte dessa máquina o sistema de spray para o resfriamento secundário, os rolos extratores, a máquina de corte, a máquina de marcação automática e o rebarbador. Na maioria dos equipamentos de lingotamento contínuo de placas, todas as transferências de metal são protegidas por válvulas intermediárias, sendo a válvula longa responsável pela transferência do aço da panela para o distribuidor e a válvula submersa, do distribuidor para o molde. A seguir serão descritos os procedimentos básicos na produção de placas no lingotamento contínuo. 6

23 Antes de iniciar o lingotamento da corrida, uma barra falsa é inserida no veio, pelo topo, através do equipamento carro de barra falsa, ou pela parte inferior da máquina, por meio dos rolos extratores, até a região superior do molde. Após essa fase é realizada a selagem da cabeça de barra falsa, utilizando materiais cerâmicos e refrigerantes. Nesse processo, o aço líquido, que é vazado da panela para o distribuidor e deste para o molde, rapidamente se solidifica ao entrar em contato com a cabeça de barra falsa, e esta é então extraída, a uma curva de aceleração de máquina, até atingir a velocidade recomendada, definida em função da produtividade e qualidade requeridas do produto. Uma vez no molde, o aço líquido entra em contato com placas de cobre refrigeradas a água, o que promove seu resfriamento, formando uma casca sólida de uma espessura tal que não permita que o líquido remanescente a rompa e seja expulso. Esse molde é oscilado verticalmente, de modo a não deixar que essa casca solidificada se agarre à parede da placa de cobre. A Figura 3.2 mostra uma visão do processo na região do molde [1]. Figura 3.2- Esquema do fenômeno de lingotamento na região do molde [1]. 7

24 Para permitir a lubrificação entre o molde e a casca solidificada, reduzindo o atrito entre eles, usa-se pó fluxante. Rolos-guia, posicionados ao longo do equipamento, em conjunto com uma máquina extratora irão continuamente extrair a casca solidificada a partir do molde a uma velocidade de lingotamento, que corresponde à taxa de entrada do aço no molde, fazendo com que o nível desse metal no molde permaneça constante. Esse fluxo de aço é controlado por um sistema de placas deslizantes ou válvulas gavetas que irão restringir ou não a passagem do aço para o molde. Esse controle é feito a partir de um sinal enviado por um sensor que detecta o nível de aço no molde [1]. Logo abaixo do molde, isto é, após o resfriamento primário, a casca solidificada irá suportar o líquido remanescente que será solidificado a partir de um conjunto de sprays dispostos ao longo do raio da máquina e que irão jogar água contra a superfície da placa. A vazão de água nos sprays é ajustada para permitir uma temperatura superficial da placa, para que, no momento em que a placa esteja saindo da máquina, o aço já esteja completamente solidificado [1]. Existem máquinas de lingotamento que são projetadas para ajustar a largura de spray, no segmento, em função da largura da placa, visando reduzir o efeito de super-resfriamento na borda da placa, de forma a minimizar as ocorrências de trincas de quina, principalmente em aços microligados. À medida que a placa se move através do resfriamento secundário, com o gradual aumento da espessura solidificada, torna-se cada vez mais importante a resistência térmica por condução no aço sólido, devendo-se reduzir proporcionalmente a quantidade de água dos sprays até o ponto final de solidificação. Após a placa sair do último segmento, ela é medida e seccionada, conforme programação de comprimentos requeridos pelo cliente, através de mecanismo de corte. As próximas fases são: realizar procedimento de escarfagem na placa, caso seja necessário, e marcar a placa, visando a sua identificação no processo e pesagem. 8

25 3.2 Comportamento da Solidificação dos Aços Médio Carbono no Lingotamento Contínuo A grande tendência hoje é produzir uma placa que possa ser enfornada sem qualquer inspeção intermediária. Para isso, é necessário criar condições operacionais que garantam a qualidade interna e superficial da placa de modo a evitar qualquer processamento de correção da qualidade superficial como, por exemplo, a escarfagem. Os aços médio carbono, chamados peritéticos (0,08% a 0,17% de C), são os mais propensos a problemas de qualidade superficial, pois eles se comportam de modo diferente durante a solidificação, o que determina a necessidade de ajustes de condições operacionais que reduzam esses problemas. Vários estudos realizados enfatizam a diferença de comportamento térmico do aço em função de sua composição química. Essa diferença se deve às diversas reações de transformação de fase que ocorrem no aço durante a solidificação e o posterior resfriamento. Essas reações são amplamente estudadas e podem ser observadas no diagrama Fe-C, apresentado na Figura 3.3 [25]. Figura Detalhe da região de solidificação dos aços no sistema Fe-C. 9

26 Conforme se vê no diagrama, os aços podem se solidificar seguindo diferentes trajetórias até a formação da austenita. Para efeitos práticos, a partir dessas diversas trajetórias de solidificação, podem-se separar os aços em diferentes grupos. O primeiro grupo corresponde aos aços com teor de carbono menor ou igual a 0,09%. Eles têm a temperatura liquidus acima de 1530ºC e, à medida que esta diminui, ocorre a formação da fase sólida, denominada ferrita delta (δ-fe). Para essa composição, não ocorre nenhuma outra transformação até a solidificação completa. No segundo grupo, caracterizado por aços com teor de carbono entre 0,09% e 0,53%, a solidificação ocorre na região da reação peritética, caracterizada pela reação da ferrita delta com o líquido gerando austenita, a 1493ºC. Esse grupo ainda pode ser subdividido em dois outros subgrupos em função do tipo de estrutura resultante da reação peritética. O primeiro é composto pelos aços com teor de carbono entre 0,09% e 0,17%. Nesse caso, a estrutura resultante da reação peritética é ferrita delta e austenita. O segundo subgrupo é formado pelos aços com teor de carbono acima de 0,17%, que, após a reação peritética, apresentam, ainda, fase líquida e austenita. O terceiro grande grupo é composto por aços com teores de carbono acima de 0,53%, em que a solidificação acontece apenas com as fases líquida e austenita presentes. Com o resfriamento, a austenita vai se formando. Considerando apenas o comportamento termomecânico dos aços durante a solidificação, têm sido identificados dois grupos distintos [25]. O primeiro são os aços com teor de carbono até 0,09% e acima de 0,17%, cuja característica principal durante a solidificação é apresentar uma contração suave, dando origem a uma superfície lisa do produto lingotado. São denominados genericamente de aços baixo e alto carbono. O segundo grupo são os aços com teor de carbono entre 0,09% e 0,17%, nos quais ocorre a reação peritética com a ferrita delta e a austenita como produtos da reação, cuja característica preponderante durante a solidificação é apresentar uma máxima contração, propiciando a formação de uma superfície rugosa ou com depressão no produto lingotado. São denominados 10

27 aços médio teor de carbono ou peritéticos, os quais, devido a essas características, são chamados de aços críticos e são bastante susceptíveis à ocorrência de defeitos superficiais, tais como trincas, depressões e acidentes operacionais, como os rompimentos de pele. A variação volumétrica originada pela mudança da estrutura cristalina, cúbica de corpo centrado (CCC) para cúbica de face centrada (CFC), presente na reação peritética é um fator importante que, somado a determinadas condições operacionais, tais como o desalinhamento das máquinas de lingotamento contínuo, flutuações do nível de aço no molde, pó fluxante inadequado, além de outras, pode provocar o aparecimento de defeitos superficiais e subsuperficiais em placas produzidas no lingotamento contínuo. A transformação peritética e a contração atingem intensidades máximas para aços peritéticos com teores de carbono entre 0,11% e 0,17% [8]. Para esses aços, a espessura da pele de aço solidificada é bastante desigual, devido à competição entre os fenômenos de contração, originada pela mudança de estrutura cristalina (ferrita-δ/austenita), e de expansão, promovida pela pressão ferrostática. A Figura 3.4 apresenta um gráfico que mostra o efeito da contração em função do teor de carbono e no qual se observam as contrações calculadas antes e após a reação peritética e a resultante da reação. As contrações apresentadas provocam uma tendência à formação de depressões na superfície da placa, levando à redução do fluxo de calor no molde. Esse fato acaba gerando uma formação não uniforme da pele de aço no molde. Figura Efeito do teor de carbono na contração do aço [8]. 11

28 A pele de aço solidificada de uma maneira não uniforme resulta, em virtude do seu contato de forma intermitente com o molde do lingotamento contínuo, em uma redução da extração de calor do aço. A redução da extração de calor no molde do lingotamento contínuo origina uma estrutura cristalina com grãos mais grosseiros, conforme pode ser visto na Figura 3.5. As regiões mais susceptíveis ao trincamento são aquelas em que a pele de aço solidificada é menos espessa e o tamanho do grão austenítico é maior [9]. Figura Ilustração esquemática que mostra a estrutura cristalina da austenita na pele de aço solidificada: (a) aço baixo e alto carbono; (b) aço médio carbono (peritético) [9]. De acordo com Mintz et al. [9], o tamanho de grão tem pouca influência na origem da trinca existente na superfície da placa, mas está diretamente relacionado com a sua propagação para profundidades mais críticas. Assim, a presença de uma estrutura cristalina com grãos grosseiros favorece principalmente a propagação e o crescimento das trincas. 12

29 3.3 Tipos de Trincas no Lingotamento Contínuo Os tipos mais comuns de trincas em um produto de lingotamento contínuo podem ser vistos na Figura 3.6. O lingotamento contínuo requer uma alta taxa de extração de calor, que resulta em grandes gradientes de temperatura na camada solidificada, gerando tensões térmicas à medida que a camada se expande ou contrai. Um processo não uniforme de resfriamento nas regiões do molde e do resfriamento secundário pode favorecer o surgimento de trincas. Diversos fatores mecânicos também geram deformações sobre a camada sólida, sendo que os mais importantes são a fricção do molde, pressão ferrostática, desalinhamento da máquina, estufamento (conhecido também como abaulamento) e a pressão exercida pelos rolos extratores/endireitadores. Dependendo da magnitude dessas tensões, pode se desencadear o processo de formação de trincas [10]. Figura Tipos mais comuns de trincas no lingotamento. Tipos de Trincas Internas: 1 Intermediárias/Radiais ( midway ) 2 Ponto Triplo 3 Centro 4 Diagonal 5 Encurvamento/Desencurvamento 6 Rolos Extratores Tipos de Trincas Superficiais: 7 Longitudinal meio da face 8 Longitudinal na borda 9 Transversal meio da face 10 Transversal na borda 11 Estrela 13

30 3.4 Formação de Defeitos Superficiais no Lingotamento Contínuo É durante a solidificação inicial do aço no molde que a maioria dos defeitos superficiais irá se formar e se propagar ao longo da máquina, por efeito do resfriamento secundário, pela manutenção inadequada das máquinas, pelo efeito do encurvamento/desencurvamento do veio ou por todos esses fatores em conjunto. Diversos são os defeitos que ocorrem durante o lingotamento dos aços no lingotamento contínuo e eles têm seus mecanismos de formação diretamente ligados aos mecanismos de transferência de calor e de solidificação. Os defeitos superficiais típicos presentes nas placas produzidas via lingotamento contínuo são: trincas longitudinais faciais e de quina; trincas transversais faciais e de quina; trinca estrela; depressões longitudinais e transversais; marcas de oscilação profundas com segregação de soluto. Além desses, existem outros, tais como inclusões superficiais, porosidade ou depressões provenientes da presença de gases. A seguir, serão apresentados os mecanismos de formação das marcas de oscilação e trincas superficiais transversais Formação das marcas de oscilação em placas de aço Os primeiros instantes do processo de solidificação são extremamente importantes no que se refere à qualidade superficial do produto. Quando um metal líquido é vazado contra a parede de um molde, espera-se que a superfície solidificada assuma a regularidade da superfície do molde; entretanto, no caso de solidificação em condições de resfriamento rápido, ela se apresenta irregular com marcas ao longo do perímetro da placa. O lingotamento contínuo se diferencia dos demais processos de solidificação porque, além de maior taxa de extração de calor, possui o sistema de oscilação de molde, que determina a 14

31 formação das marcas de oscilação [4] e que tem como propósito evitar o colamento da pele solidificada à face interna da placa de cobre do molde, o que poderia causar o rompimento da pele pelo aparecimento de esforços de tração naquela região ajudados ainda mais pela pressão ferrostática. Por outro lado, as marcas de oscilação, conforme ilustrado na Figura 3.7, tornam o material mais suscetível a trincas transversais, quando deformado, prejudicando a qualidade da placa [11]. Figura Marcas de oscilação em placa de lingotamento contínuo. As marcas de oscilação atuam como um concentrador de tensões e qualquer esforço de tração que ocorra pode ou não causar a formação de uma trinca. Nas máquinas de lingotamento contínuo, as placas estão naturalmente sujeitas a esse esforço quando são encurvadas ou desencurvadas. O mecanismo de formação das marcas de oscilação é sugerida por diversos autores, e uma das teorias relata que elas são formadas em duas etapas. Primeiramente a casca sólida na região do menisco é erguida, devido ao movimento ascendente do molde, causando o aparecimento de duas superfícies convexas, ab e bc, conforme Figura 3.8. Então, quando o molde entra em movimento descendente, as duas superfícies são comprimidas dando forma à marca [12]. 15

32 Figura Formação das marcas de oscilação no lingotamento contínuo [12]. Em 1989, foi realizado um trabalho, baseado na teoria da solidificação da primeira pele no molde, no qual foram mencionados três mecanismos diferentes para a formação das marcas de oscilação, conforme Figura 3.9 [13]. Figura Três mecanismos de formação da marca de oscilação [13]. 16

33 Esses mecanismos foram baseados na solidificação referente à parte curva do menisco (hook). O comprimento e a forma da marca de oscilação dependem da taxa de transferência de calor no molde, do padrão de oscilação e das características do aço. O primeiro mecanismo (A) assume que, devido aos efeitos da oscilação do molde e extração da placa e, portanto, ao movimento da pele solidificada, ocorre o transbordo de aço líquido na região curva do menisco e, consequentemente, a formação de novo hook de solidificação. O segundo mecanismo (B) é uma variação do primeiro e assume a ocorrência de uma total ou parcial refusão do hook. Já o terceiro (C) é baseado no encurvamento do hook de solidificação contra a parede do molde sobre o efeito da pressão ferrostática. O resultado desse fenômeno gera uma depressão transversal na superfície do produto Formação das trincas superficiais transversais As trincas superficiais transversais ocorrem no centro da face larga ou nas quinas da placa (Figura 3.10), geralmente ao longo da base das marcas de oscilação (Figura 3.11). As trincas de quina podem apresentar-se de 3mm a 30mm de comprimento e de 1mm a 10mm de profundidade. Em geral elas surgem na face relativa ao raio interno nas máquinas curvas, as quais apresentam somente regiões de desdobramento da placa. Por outro lado, essas trincas podem ocorrer em ambas as faces nas máquinas verticais curvas, as quais possuem regiões de dobramento e desdobramento da placa. Figura Trinca transversal superficial de quina. 17

34 Figura Seção longitudinal da placa com trincas superficiais transversais na base das marcas de oscilação. Para compreender como as trincas superficiais surgem, deve-se entender o conceito de faixas de fragilidade em função da temperatura. De acordo com Suzuki et al. [14], existem três regiões de fragilidade em função da temperatura, conforme Figura Região I Fragilização a altas temperaturas (~ 40 C abaixo de T solidus); Região IIa Fragilização devido a partículas de segunda fase (Mn, Fe)S; Região IIb Fragilização devido a partículas de segunda fase Nb(CN), AlN, V(CN); Região III Fragilização devido à transformação de fase austenita-ferrita. Figura Regiões de fragilidade durante a solidificação dos aços. 18

35 Trincas na região I são relacionadas fundamentalmente à estrutura dendrítica colunar primária. Essas trincas usualmente estão preenchidas por um aço líquido rico em soluto (segregação ou ghost lines) e assim, são denominadas intercolunares. Nas regiões II e III as trincas são comumente associadas a grãos de austenita grosseiros, devido a profundas marcas de oscilação e depressões superficiais fortes no veio, que reduzem a taxa de resfriamento local. De acordo com Harada [15], a trinca transversal pode ser formada da seguinte forma (Figura 3.13): primeiramente há uma segregação na linha do menisco; este provoca um atraso na solidificação na marca de oscilação; na região do atraso da solidificação aparece uma trinca interna na casca em solidificação mais fina; ao longo da marca de oscilação surge uma pequena trinca simétrica à trinca anterior que pode se propagar por causa de um resfriamento secundário não uniforme e/ou do abaulamento da casca em solidificação devido à pressão ferrostática que a casca tem de suportar sem o auxílio das paredes do molde; posteriormente há o crescimento da trinca devido às tensões do endireitamento nos intervalos de temperatura de baixa ductilidade. Figura Mecanismo para a formação e propagação das trincas transversais no fundo das marcas de oscilação com o transbordamento da pele do menisco [15]. 19

36 Evidências da presença de segregação na base das marcas de oscilação e de elementos oriundos de pó fluxante sugerem, no entanto, que essas trincas podem ser formadas nos instantes iniciais da solidificação da placa no molde. Posteriormente, quando submetidas aos esforços de tração e aos mecanismos de fragilização nas temperaturas de dobramento ou desdobramento, elas se propagariam. As marcas de oscilação acentuadas ocorrem principalmente nos aços com teores de carbono na faixa de 0,1% a 0,17% (aço peritético), cuja pele formada no menisco se contrai fortemente, o que dificulta um contato uniforme com as paredes do molde. Na base das marcas de oscilação, na qual as trincas transversais faciais se originam, ocorre frequentemente uma segregação de soluto e, além disso, o grão austenítico é bastante grosseiro, em virtude do resfriamento lento presente nessa região. Assim, essa base é bastante susceptível à ocorrência de fratura, devido à concentração de tensão nos contornos de grão austeníticos. A Figura 3.14 ilustra uma marca de oscilação e exemplos de microestruturas, mostrando a presença de segregação e de microtrincas devido à segregação. Figura (a) (a) Definição da da profundidade da da segregação e e da da marca de de oscilação, característica da da marca de de oscilação (71); (b) Exemplos de de trincas superficial e e subsuperficial devido à à segregação na na marca de de oscilação [16] [16].. 20

37 Geralmente, a principal causa para trincas transversais é reconhecida como uma fragilização local devido à precipitação dinâmica nos contornos de grão da austenita, induzida pela deformação do veio (endireitamento) no intervalo de temperatura crítica. A precipitação é acelerada pela formação de ferrita pró-eutetoide a qual reduz a solubilidade do C e N e aumenta a difusividade desses elementos [17,18]. Como demonstrado na Figura 3.15, microvazios se formam em volta das partículas (AlN) existentes no contorno de grão, coalescem durante o progresso da deformação e evoluem para trincas. Nos aços contendo Nb, a descoesão dos grãos é então aumentada por partículas de NbC muito finas precipitadas dentro dos grãos, que elevam a resistência da matriz e permitem a concentração da deformação nos contornos de grão, com formação de trincas já acima de Ar3 (temperatura na qual a austenita começa a se transformar em ferrita durante o resfriamento). Figura Esquema mostrando a formação das trincas transversais em aço microligado ao Nb com a coalescência de vazios e crescimento do contorno de grão da austenita (a-c), e no intervalo de duas fases γ α em (d-f) [17]. Essas observações sugerem que as trincas são formadas por tensão de tração aplicada na superfície da placa, associada com mecanismo de fragilização que ocorre nos contornos de grão austenítico. Assim, o surgimento das trincas transversais de quina estará condicionado à existência de uma condição de baixa ductilidade do aço, quando do dobramento/desdobramento das placas. 21

38 Durante o dobramento e desdobramento da placa, tensões axiais são introduzidas à pele solidificada da placa. Na etapa de dobramento, tensões trativas são induzidas na superfície inferior da placa e tensões compressivas, na superfície superior. Já no desdobramento, os estados de tensões são invertidos. A Figura 3.16 representa esquematicamente as tensões trativas e compressivas durante o dobramento e desdobramento da placa de aço no processo de lingotamento contínuo. Figura Representação esquemática das tensões trativas e compressivas durante dobramento e desdobramento da placa de aço no processo de lingotamento contínuo [17]. Conforme já observado, a marca de oscilação profunda é um fator muito crítico para ocorrência das trincas transversais de quina. Essas marcas podem ser reduzidas pela diminuição do tempo de estripamento negativo, conseguido, principalmente, pelo aumento da frequência de oscilação e/ou pela redução da amplitude de oscilação [19], conforme Figura A quantidade de defeitos aumenta muito em baixas velocidades de lingotamento, devido à direção comum de sincronização de velocidade com a frequência de oscilação, ou seja, baixa frequência (e alto estripamento negativo) em baixas velocidades. 22

39 Figura Correlação entre o tempo de estripamento negativo e (a) a profundidade das marcas de oscilação e (b) as trincas transversais em placas de lingotamento contínuo de aços microligados [19]. As medidas de maior sucesso em operação nas usinas para diminuir as trincas sem melhorar a solidificação inicial são realizadas através da aplicação de resfriamento secundário muito brando para manter a temperatura do veio acima da temperatura de baixa ductilidade [20]. As bordas das placas durante o lingotamento são particularmente susceptíveis à ocorrência de trinca, pois a água em excesso tende a escorrer para lá, provocando demasiado resfriamento superficial localizado. Enquanto a dissipação de calor que ocorre nas faces maiores é unidimensional, nas bordas ela se dá pelas faces maiores e estreitas do veio. Diante disso constata-se que o resfriamento das bordas é mais severo do que o observado nas faces maiores e, por isso, trincas transversais nas quinas ocorrem com maior frequência do que trincas superficiais nas faces largas. Em estudo realizado [21], foi mostrado o efeito da intensidade de resfriamento secundário na ductilidade a quente, sendo constatado que baixas intensidades de resfriamento garantem ductilidades a quente mais altas no ponto mais sensível ao trincamento fora do molde (região de desdobramento), reduzindo, assim, a tendência de formação e crescimento das trincas superficiais. O resfriamento secundário é de extrema importância para se evitarem reaquecimentos acentuados da superfície da placa antes do ponto de encurvamento e para que o 23

40 desencurvamento não seja feito na faixa crítica de temperatura (700ºC a 900ºC). Portanto o aumento da temperatura superficial (acima de 900ºC) imediatamente antes do ponto de desencurvamento pela redução do resfriamento tem sido uma ação importante para redução das trincas transversais. Por outro lado, existem esforços para se efetuar o desencurvamento abaixo de 700ºC, o intenso resfriamento secundário seria mais seguro de se realizar, por favorecer a sanidade interna do produto [22]. Apesar disso, a alta intensidade de resfriamento secundário requer cuidados muito maiores na uniformidade do resfriamento, o que desencoraja sua aplicação, mesmo com as vantagens de reduzir a manutenção da máquina de lingotamento devido à menor formação de carepa e à maior vida de seus componentes. Entretanto, no caso de altos requisitos de sanidade interna, possivelmente, em conjunto com altas velocidades de lingotamento, o resfriamento secundário intenso é obrigatório, o que, então, força a uma melhora na estabilidade da operação do molde em favor da ausência de defeitos iniciais na casca formada e na qualidade da superfície [23]. Em estudos práticos realizados, foram observadas as influências de alguns elementos químicos na ocorrência de trinca transversal de quina em placas de aço lingotadas. Foram avaliadas 228 placas de um aço baixo carbono microligado, lingotadas numa mesma máquina de lingotamento, mesmo pó fluxante e mesma curva de resfriamento secundário. A influência do teor de enxofre e nitrogênio do aço e o produto Al*N foram investigados quanto à ocorrência de trinca após uma leve escarfagem na placa [24]. A Figura 3.18 mostra a ocorrência de trinca em relação ao teor de enxofre na placa. Identificaram-se maiores ocorrências de trincas com teores de enxofre mais elevados. A explicação para o mecanismo proposto é de que o enxofre livre segrega para as superfícies internas das microcavidades e que este, como elemento ativo, facilita o crescimento de microvazios e promove o coalescimento [24]. 24

41 Figura Influência do teor de S na ocorrência de trinca em placa. A influência do nitrogênio (N) foi avaliada (Figura 3.19) somente com as placas com teores de enxofre abaixo de 30ppm. Foi possível identificar que placas com baixos teores de nitrogênio apresentaram baixas ocorrências de trincas e que, no caso de teores desse elemento acima de 50ppm, mais de 50% delas tiveram trincas nas quinas. A enorme influência de N em trincas transversais resulta da precipitação de carbonitretos durante a solidificação e resfriamento da placa [24]. Figura Influência do teor de N na ocorrência de trinca em placa. A Figura 3.20 mostra a influência do produto Al*N no surgimento de trinca. Pode-se observar que o baixo produto Al*N apresenta uma baixa ocorrência desse fenômeno, com exceção de duas placas com Al*N = 9000ppm 2 que exibiram esse problema. Esse fato é explicado pelo 25

42 baixo volume de placas nessa condição e por que essas duas placas apresentaram uma relação Ti/N menor que 3.6, que é um valor considerado baixo para se evitar trincas. Número de placas % Placas com trincas Número de placas % Placas com trincas Figura Influência do produto Al*N na ocorrência de trinca em placa. Com relação à formação das marcas de oscilação, pode-se dizer que sua profundidade está relacionada ao escoamento turbulento próximo ao menisco, à flutuação do nível do menisco, às baixas temperaturas do menisco, à composição química do aço, às baixas frequências de oscilação do molde e à utilização de pó fluxante com viscosidade excessivamente alta ou baixa [25]. A força de fricção com o molde, a conicidade inadequada, o desalinhamento entre o molde e o veio, as tensões térmicas na saída do molde, devido à refrigeração com sprays, causam a formação de trincas ao longo do contorno de grão da austenita e na base das marcas de oscilação em que as tensões se concentram [25]. A otimização da viscosidade do pó fluxante e da oscilação do molde, visando reduzir a profundidade das marcas de oscilação (<0,2mm), associada a uma manutenção adequada da máquina de lingotamento contínuo, principalmente o alinhamento dos rolos e o controle dos sprays, é crucial na redução da formação das trincas transversais, assim como o ajuste do modelo de água para objetivar temperaturas na superfície da placa fora das temperaturas de baixa ductilidade do aço, na região de dobramento e desdobramento [25]. 26

43 3.5 Comportamento da Ductilidade a Quente sob Condições de Lingotamento Contínuo Um fator importante que define a ocorrência de trincas superficiais no produto lingotado é sua capacidade de suportar as tensões/deformações geradas no processo. A capacidade de o material acomodar sem fraturas ou trincas severas as deformações ocorridas a quente é denominada de ductilidade a quente, que é função da temperatura, da velocidade de deformação, da história térmica e principalmente da composição química do material Influência da temperatura na ductilidade a quente Segundo Suzuki et al. [14], a variação da ductilidade a quente dos aços com a temperatura pode ser representada pelo esquema da Figura RA (%) Temperatura ( C) Figura Representação esquemática da variação da ductilidade a quente dos aços com a temperatura [14]. Na região I, próxima ao ponto de fusão, a fragilidade ocorre devido ao aparecimento de fase líquida no contorno de grão. Nessa região a ductilidade a quente não depende da velocidade de deformação [14,26]. 27

44 A Figura 3.22 mostra esquematicamente o comportamento mecânico do aço próximo da frente de solidificação [27]. Acima da temperatura ZST (zero strength temperature), o aço não apresenta resistência nem ductilidade ao esforço de separação das dendritas, ou seja, ele se comporta como um líquido. Entre as temperaturas ZST e ZDT (zero ductility temperature), a ductilidade do aço é efetivamente zero, por causa da presença de filmes de aço líquido interdendrítico, causado pelo abaixamento da temperatura solidus devido à microssegregação de elementos de soluto do aço [27]. O aumento dos teores de S, P, Sn, Cu e Si prejudica a ductilidade devido à elevação da quantidade de elementos segregantes, enquanto o aumento dos teores de Mn reduz a perda de ductilidade, pois diminui a formação do filme líquido na região interdendrítica através da formação de MnS [27]. Com exceção das trincas transversais em placas, todas as outras observadas no lingotamento contínuo se formam na zona acima da temperatura ZDT [28]. A trinca resultante ocorrida na faixa de temperatura entre ZST e ZDT exibe uma aparência lisa e arredondada, característica da presença do filme de aço líquido no momento dessa fratura [27]. Figura Comportamento mecânico do aço próximo à frente de solidificação [27]. 28

45 A segunda região de baixa ductilidade está na faixa de temperatura de 900 C a 1200ºC, que corresponde à região de austenita estável. O mecanismo proposto por Suzuki et al. [14] para explicar a diminuição de ductilidade é a ocorrência de fragilidade ao longo dos contornos de grão devido à precipitação intergranular de sulfetos e óxidos. Aços com a relação Mn/S acima de 60 são menos propensos à fragilização, pois nestes o enxofre é ligado a uma fase estável, MnS, que precipita na matriz e não no contorno de grão [29]. Geralmente essa zona não resulta na ocorrência de trincas no material, e usualmente as qualidades de aços industriais possuem a relação Mn/S superiores a esse patamar. A velocidade de deformação e a história térmica do aço afetam grandemente a ductilidade nessa região. Na região III, cuja faixa de temperatura é de 600 C a 900ºC, nota-se também uma dependência da ductilidade com a velocidade de deformação [14]. Nesse local de baixa ductilidade, a fragilidade é explicada por fatores como precipitação intergranular, formação de filmes de ferrita proeutetoide ao longo do contorno de grão e deslizamento de contorno de grão. Essa região é muito importante para o processo de lingotamento contínuo, pois o encurvamento/desencurvamento de placa se dá nessa faixa de temperatura. A maioria dos estudos mais recentes tem se concentrado em analisar os diversos fatores que afetam a ductilidade nessa faixa e, por isso, esse assunto será discutido a seguir com maior detalhe. Uma curva típica de ductilidade à alta temperatura produzida por testes de tração a quente (Figura 3.23) pode apresentar três regiões distintas [9,30] : dúctil à baixa temperatura (HDL), de fragilização (trough) e dúctil à alta temperatura (HDH). Temperatura de Teste Figura Curva típica de ductilidade a altas temperaturas dos testes de tração a quente. 29

46 A região de fragilização está associada com fratura intergranular, cujas faces podem apresentar tanto finos dimples (ou microvazios) como serem lisas, sugerindo dois mecanismos distintos de fratura: coalescência de microvazios e deslizamento de contorno de grãos [9]. A coalescência de microvazios pode ocorrer ao redor das inclusões, sulfetos ou precipitados, pela concentração de deformação num fino filme de ferrita (Figura 3.24), formada ao longo do contorno de grão austenítico (5µm ~ 20µm). Esse filme pode ser originado por transformação natural ou induzido por deformação em torno da temperatura Ae3 [9]. Várias explicações foram propostas para essa nucleação prematura, tais como: migração de contorno de grão austenítico, formação de subgrãos nos contornos de grão e aumento de densidade de discordâncias. [9] [31] (a) Mecanismo de formação das trincas [10] (b) Trincas ao longo do filme de ferrita [34] Visão ampliada Figura Mecanismo de falha intergranular induzido por transformação. Com a redução da temperatura abaixo de Ar3, ocorre um aumento acentuado da fração volumétrica da ferrita, diminuindo a concentração de deformação nessa fase junto ao contorno de grão [9], obtendo-se, assim, como resultado, um aumento da ductilidade. Além disso, a ferrita, apresentando uma maior recuperação dinâmica, age no sentido de aliviar as concentrações de tensão [9]. Em função do exposto, vários estudos têm sido desenvolvidos com a finalidade de examinar as condições favoráveis à precipitação de grandes volumes de ferrita 30

47 como forma de melhorar a ductilidade [9]. Apesar de incipientes, alguns resultados direcionam para o aumento da taxa de deformação, redução do contorno de grão e aumento da temperatura de transformação através da composição química [30]. Nos ensaios de tração a quente na fase austenítica, utilizando aços contendo nióbio, foi observada a precipitação de carbonitretos desse elemento próximo aos contornos dos grãos e foi também verificada a formação de uma região relativamente livre de precipitados junto a eles [9]. Essa região, sendo menos resistente que as demais, atua de forma semelhante ao fino filme de ferrita, favorecendo a formação de microvazios em torno dos precipitados, cujo coalescimento forma a trinca [9]. Esse mecanismo é comum a outros tipos de aços microligados (ex.: V e Al) e o efeito da precipitação na ductilidade depende do tamanho dos precipitados, da sua localização preferencial e da sua composição química [9]. Nos aços cuja precipitação ocorre em mais baixas temperaturas (ex.: Nb, V e Al), os ensaios de tração a quente, com aquecimento das amostras, têm apresentado uma boa correlação com ocorrência de trincas nas placas [30]. Entretanto, para analisar aços contendo Ti e B, por exemplo, os resultados são mais confiáveis se forem utilizados os testes que envolvam a fusão das amostras, em função da estabilidade dos precipitados em temperaturas acima da temperatura liquidus [30]. Outro mecanismo de fragilização da austenita é o deslizamento do contorno de grão. A menor recuperação dinâmica dessa fase leva à concentração de tensão no ponto triplo ou em partículas no contorno de grão, provocando a falha intergranular por nucleação de trincas no contorno de grão. Esse mecanismo de ruptura é geralmente associado ao creep [9]. Com o aumento da temperatura, ocorre a recuperação da ductilidade, pois o fino filme de ferrita passa a não existir e a precipitação é reduzida, diminuindo o efeito da concentração de deformação nos contornos de grão. Além disso, as temperaturas mais elevadas promovem o aumento da recuperação dinâmica, atenuando as concentrações de tensão nos sítios de nucleação de trincas [9]. Outro processo que reduz a propensão para a propagação de trincas a altas temperaturas na região austenítica é a migração dos contornos de grão, que provoca o isolamento das microtrincas nucleadas, dificultando a coalescência destas [9]. Nesse caso, a recristalização dinâmica tem sido associada à recuperação da ductilidade na região austenítica, por ser uma força motriz para a migração dos contornos de grão [9]. Entretanto esse fenômeno não é 31

48 passível de ocorrer no processo de lingotamento contínuo em vista das baixas deformações envolvidas (~2%) e dos elevados tamanhos de grão [30]. Portanto, nessa faixa de temperatura, espera-se que a ductilidade dos aços seja inferior àquela prevista nos testes laboratoriais [30]. Por outro lado, a prática de desencurvamento de placas a altas temperaturas (acima de 900 C) tem sido adotada largamente, nas máquinas modernas de lingotamento, com excelentes resultados de qualidade superficial, o que indica uma boa ductilidade dos aços acima dessa temperatura Influência da velocidade de deformação na ductilidade a quente A ductilidade na zona I ou zona de alta temperatura não depende da taxa de deformação, visto que o mecanismo de perda de ductilidade envolvido nessa zona é a presença de filmes líquidos na região interdendrítica, o que leva a concluir que a temperatura de ductilidade nula (ZDT) não é afetada pela taxa de deformação [14]. A interferência da velocidade de deformação na ductilidade a quente entre 900 C e 1200ºC foi estudada por diversos pesquisadores [14,32,33]. Lankford [32] informou que não detectou nenhuma influência, ao passo que Suzuki et al. [14] e Wilber et al. [33] apresentaram resultados diferentes. A dificuldade de se compararem os resultados pode ser por causa da ação do ciclo térmico. Suzuki et al. [14] fundiram a amostra permanecendo na temperatura liquidus por 60s e depois resfriaram até a temperatura de teste, a 20ºC.s -1, aí permanecendo 30s antes de executar o teste. Já Lankford [32] usou um ciclo térmico que resfriava a amostra até 1426ºC a 13,9ºC.s -1 e, depois de 1426ºC, até a temperatura de teste, a 5,3ºC.s -1. Portanto, como os resultados não foram obtidos nas mesmas condições, pode-se concluir que a influência da velocidade de deformação sobre a ductilidade, na faixa de temperatura de 900 C a 1200ºC, depende da história térmica do material, conforme expressam Suzuki et al. [14] Já para a faixa de 600 C a 900ºC, há uma concordância absoluta em todos os trabalhos realizados sobre esse tema. Mesmo para diferentes tipos de aços e de ciclos térmicos, nota-se que a ductilidade nessa faixa de temperatura diminui com a redução da velocidade de deformação, como mostrado nas Figuras 3.25 e

49 Figura Influência da velocidade de deformação sobre a ductilidade a quente de aços (a) Si-Mn e (b) Nb [9]. Figura Influência da velocidade de deformação sobre a ductilidade a quente de aços Si-Mn e ao Nb [14]. Nessa faixa de temperatura, 600 C a 900ºC, a elevação da taxa de deformação normalmente promove o aumento da ductilidade a quente e, em algumas situações, a perda de ductilidade a quente é eliminada por completo [34]. Altas taxas de deformação reduzem o tempo disponível para a ocorrência da precipitação dinâmica e a nucleação de crescimento de vazios [35], reduzindo os efeitos degradantes dessas variáveis à ductilidade a quente. A Figura 3.27 apresenta o comportamento do aumento da taxa de deformação nessa faixa de temperatura. 33

50 Figura Variação da ductilidade em função da temperatura e taxa de deformação na zona III [14]. Para uma melhor representatividade dos testes, as taxas de deformação devem ser escolhidas baseando-se naquelas encontradas no processo industrial. Normalmente a taxa de deformação no processo de lingotamento contínuo está na faixa de 10-2 s -1 a 10-4 s -1[36]. De acordo com Mintz et al. [9], velocidades de deformação maiores parecem melhorar a ductilidade a quente pelas seguintes razões: Não há tempo suficiente para a deformação induzir precipitação; A quantidade de escorregamento de contorno de grão é reduzida, isto é, ε g /ε t decresce com o aumento da taxa de deformação, onde ε g é a deformação devido ao escorregamento do contorno de grão e ε t é a deformação total até a fratura; Não há tempo suficiente para a formação, difusão e crescimento de vazios próximos aos precipitados e às inclusões presentes nos contornos de grão; Tem sido também sugerido que o aumento da taxa de deformação previne a formação de ferrita induzida por deformação. 34

51 3.5.3 Influência da história térmica na ductilidade a quente Suzuki et al. [14], Lankford [32] e Wilber et al. [33] observaram que a ductilidade do aço é função de sua história térmica. A Figura 3.28 mostra a influência do ciclo térmico sobre a ductilidade a quente. Ciclo C-1: fusão-resfriamento livre até temperatura de teste. Ciclo W-3: aquecimento até 1428ºC, encharque por 1min, resfriamento livre até a temperatura de teste. Ciclo W-4: aquecimento até 1371ºC, encharque por 2min, resfriamento livre até a temperatura de teste. Figura Influência do ciclo térmico sobre a ductilidade a quente dos aços comparação de diferentes ciclos térmicos [33]. Durante testes de ductilidade a quente, os ciclos de aquecimento e resfriamento devem ser conduzidos de forma a simular a história térmica da amostra que se deseja analisar. Os métodos utilizados nesses testes envolvem desde a fusão da amostra com posterior resfriamento controlado até a realização de recozimentos em diversas temperaturas, seguida de resfriamento controlado para a temperatura de teste. Testes laboratoriais demonstram a dependência da ductilidade a quente dos aços à sua história térmica na zona II ou zona de temperatura intermediária. Medições feitas em um mesmo tipo de aço com histórias térmicas diferentes apontam para uma degradação da ductilidade a quente para as amostras em que foram realizados recozimentos em maiores temperaturas, sendo que o pior resultado foi encontrado na amostra submetida à fusão durante o procedimento [54]. A Figura 3.29 apresenta os resultados obtidos nos testes. 35

52 Figura Curvas de ductilidade a quente aço carbono acalmado ao alumínio em diferentes ciclos térmicos [54]. Pode-se concluir que os resultados dos testes realizados com fusão das amostras e com recozimento em temperaturas próximas à temperatura solidus apresentam-se bastante próximos. Como o mecanismo de fragilização na zona III envolve a precipitação de carbonitretos, a história térmica do aço irá impactar na ductilidade a quente, visto que tal história altera o padrão de precipitação. Por esse motivo, investigações da ductilidade a quente na zona III geralmente são conduzidas após a realização de recozimento a uma temperatura de 1300ºC, na qual a maioria dos precipitados estão dissolvidos, quando submetidos a essa temperatura por um certo tempo. O resfriamento cíclico entre o recozimento também é empregado na tentativa de simular as condições de processo durante o lingotamento contínuo, no qual existe um reaquecimento do aço quando este passa sob o rolo [37]. Além da temperatura de recozimento, o tempo em que a amostra será submetida a esse tratamento afeta os resultados dos testes de ductilidade a quente. Quando o mecanismo de fragilização envolve a precipitação de sulfetos, tempos de recozimento demasiados reduzem o poço de ductilidade [32]. Em contrapartida, quando o nitreto é o responsável pelo mecanismo, 36

53 longos tempos de recozimento (maiores que 5400s) diminuem substancialmente a ductilidade a quente dos aços [39] Influência da composição química na ductilidade a quente Com o aumento da participação do lingotamento contínuo na produção de aços, inclusive microligados, houve a necessidade de se conhecer melhor a influência de elementos de liga e residuais, tais como o carbono, manganês, silício, nióbio, titânio, vanádio, fósforo, enxofre e nitrogênio, na ductilidade a quente. Os primeiros trabalhos sobre a influência da composição química na ductilidade a quente analisaram basicamente o efeito da relação Mn/S e do teor de carbono. A Figura 3.30 indica claramente que uma maior relação Mn/S no aço melhora consideravelmente a sua ductilidade a quente. Figura Influência da relação Mn/S na ductilidade a quente de aços, segundo Maehara et al. [38]. Lankford [32] pesquisou a importância da relação Mn/S na ductilidade a quente no processo de lingotamento contínuo de aço. Relações altas de Mn/S foram consideradas importantes para prevenir a formação de sulfetos de ferro de baixo ponto de fusão, que estão relacionados com 37

54 a presença de filmes líquidos nos contornos de grão. Segundo o autor, uma razão de Mn/S de 1,7 é necessária para prevenir a formação de FeS. Contudo, devido à acentuada tendência de o enxofre segregar, valores mais altos de Mn/S são requeridos na prática industrial. O efeito prejudicial dos sulfetos nos contornos de grão aumenta quando a distribuição de tamanho dos precipitados é menor. Um menor espaçamento entre as partículas favorece a união e a propagação das trincas [9]. Para temperaturas entre 600 C e 1000ºC, a influência do carbono foi analisada em alguns estudos. Ouchi e Matsumoto [39] mostraram que a variação do teor de carbono de 0,08% a 0,20% teve pouca influência na ductilidade a quente de um aço com 0,03% de Nb (Figura 3.31). Figura Efeito do carbono (a) e do fósforo (b) na ductilidade a quente de um aço com 0,03% de Nb, segundo Ouchi e Matsumoto [39]. Medidas da ductilidade a quente em aços com diferentes teores de carbono mostram que aços com teor de carbono a partir de 0,12% apresentam mudanças abruptas na ZDT [40]. Acima de 0,12% de carbono a diferença entre a temperatura liquidus e a temperatura solidus se torna mais acentuada, conforme apresentado na Figura 3.32, aumentando a região da coexistência das fases sólida e líquida. Tal fato resulta na perda de ductilidade associada à zona de alta temperatura, elevando a probabilidade da ocorrência de trincas associadas a essa zona [41]. 38

55 Figura Diagrama de fases Fe-C adaptado, apresentando o distanciamento das linhas liquidus e solidus em teores de carbono superiores a 0,12% [41]. Faixas de carbono entre 0,10% e 0,15% apresentam maior susceptibilidade à ocorrência de trincas transversais [41], promovendo, assim, o crescimento dos grãos austeníticos que surgem a partir da reação peritética [42]. A Figura 3.33 apresenta a ocorrência de trincas superficiais e o tamanho de grão de acordo com o teor de carbono do aço. 39

56 Figura Influência do teor de carbono na ocorrência de trinca superficial (a) e no tamanho de grão (b) [42]. A contração sofrida durante a reação peritética apresenta-se como fator preponderante para a ocorrência de trincas superficiais em aços produzidos via lingotamento contínuo, visto que, durante o processo de contração, a pele sólida do aço se afasta das paredes do molde de cobre refrigerado, criando, dessa forma, gradientes térmicos [30], que, por sua vez, resultarão em tensões térmicas, conforme explanado anteriormente. Quanto ao efeito do silício e do manganês na ductilidade dos aços, existem poucos resultados publicados na literatura. Lankford [32], em um estudo estatístico, observou que o silício influenciou muito pouco e só uma variação muito grande do teor de manganês chega a afetar a ductilidade. Ouchi e Matsumoto [39] afirmam que a variação no teor de manganês de 0,65% a 1,50% ou a de silício de 0,04% a 1,5% tem pouca influência na ductilidade a quente para temperaturas acima de 800ºC, embora o aumento dos teores desses elementos possa diminuir um pouco a ductilidade dos aços abaixo de 750ºC. Mintz e Arrowsmith [43] reportam que o aumento do teor de fósforo implica em uma melhoria pequena na ductilidade a quente em aços ao Nb, conforme pode ser visto na Figura

57 Figura Influência do teor de fósforo sobre a ductilidade de aços ao Nb, segundo Mintz e Arrowsmith [43]. O aumento do teor de fósforo reduz significativamente a ductilidade a quente dos aços em temperaturas em torno de 1000ºC. Valores superiores a 0,03% fazem com que a ductilidade seja extremamente baixa desde a temperatura de fusão até aproximadamente 900ºC [54]. A Figura 3.35 apresenta o efeito dos teores de carbono e fósforo na ductilidade. Figura Efeito dos teores de C e P na ductilidade na faixa de temperatura entre 900ºC e 1200ºC [54]. 41

58 Na Figura 3.36 observa-se que teores de fósforo na faixa de 0,004% a 0,017% possuem pouca influência na fragilização do aço na região de alta temperatura (zona I), entretanto, acima de 0,039%, apresentam forte redução da ductilidade a quente e resistência do aço nessa região. Tal fragilização está associada à segregação de fósforo ao longo das interfaces dendríticas durante a solidificação [44]. Todos os pesquisadores concordam que a adição de Nb torna o aço mais frágil, entre as temperaturas de 600 C a 1000ºC [14,9,45]. Além disso, a presença desse elemento provoca um alargamento e também um aprofundamento do poço de ductilidade existente nessa faixa de temperatura, conforme pode ser observado na Figura Figura Influência do Nb sobre a ductilidade de aços microligados de alta resistência, segundo Bernard [45]. Mintz e Abushosha [46,47] avaliaram a influência do vanádio e do nitrogênio na ductilidade a quente de aços peritéticos. Os referidos autores também compararam os resultados obtidos para os aços ao vanádio com os levantados para o aço ao nióbio (Figura 3.37). Observa-se, a partir das Figuras 3.37 e 3.38, que os aços ao vanádio apresentaram melhores resultados de ductilidade a quente do que o aço ao nióbio e, aumentando os teores de vanádio e de nitrogênio no aço, o poço de ductilidade torna-se mais largo e fundo, o que pode ser explicado devido ao aumento da precipitação de VN. 42

59 % RA Temperatura Figura Influência do vanádio, nióbio e nitrogênio na ductilidade a quente de aços peritéticos, segundo Mintz e Abushosha [46]. % RA Temperatura Figura Influência do vanádio, nióbio e nitrogênio na ductilidade a quente de aços peritéticos, segundo Mintz e Abushosha [47]. 43

60 A queda de ductilidade a quente, na faixa de temperatura entre 700ºC e 950ºC, é proporcional ao teor de V do aço. Entretanto, quando limitado a teores menores que 0,007%, o impacto na ductilidade a quente é pequeno, sendo, em algumas vezes, irrelevante [48]. A adição de V em aços ligados ao boro com teores de nitrogênio da ordem de 0,005% melhora a ductilidade a quente na faixa de temperatura entre 800ºC e 900ºC [49]. Em teste de laboratório em que se utilizam amostras refundidas, o titânio aparece como elemento microligante mais efetivo na redução de área, uma vez que o nitreto de titânio (TiN) precipita a altas temperaturas e tende a ser grosseiro e aleatoriamente distribuído (Figura 3.39). Parte do benefício da adição de titânio origina-se do refinamento do tamanho de grão e parte, de sua habilidade para combinar preferencialmente com o nitrogênio e prevenir a formação de AlN e de carbonitretos de nióbio [9]. Temperatura de Teste Figura Influência de pequenas adições de Ti (0,02% 0,03%) na ductilidade a quente do aço C-Mn-Al [9]. De acordo com Mintz e Abushosha [47], a influência do titânio na ductilidade a quente dos aços é interessante. Segundo os autores, a adição desse elemento melhora a ductilidade dos aços microligados com C-Mn-V-Al para temperaturas entre 700 C e 950ºC. Por outro lado, a sua adição aos aços C-Mn-Nb-Al influencia muito pouco a ductilidade destes para temperaturas entre 850 C 950ºC, mas melhora entre 750 C 800ºC (ver Figura 3.40). Já Ouchi e 44

61 Matsumoto [39] mostram que a adição de titânio em aços microligados ao Nb melhora a ductilidade, especialmente abaixo de 900ºC (ver Figura 3.41). Figura Influência do titânio na ductilidade a quente de aços C-Mn-Nb-Al e C-Mn-V-Al, segundo Mintz e Abushosha [47]. Figura Efeito do teor de N (a) e da adição de Ti (b) na ductilidade a quente de aços microligados ao Nb, segundo Ouchi e Matsumoto [39]. 45

62 O titânio é o único elemento cujo comportamento é inquestionável quanto à minimização da perda de ductilidade a quente [27]. O efeito benéfico desse elemento à ductilidade a quente é associado à precipitação preferencial do TiN, prevenindo a formação de nitreto de alumínio. Os precipitados de TiN ocorrem uniformemente na matriz austenítica, sendo menos prejudiciais que a precipitação de AlN que acontece preferencialmente nos contornos de grão [27]. A adição de Ti em ferro puro dopado com enxofre e isento de nitrogênio aumenta significativamente a ductilidade a quente devido à formação de sulfetos de titânio, impedindo a segregação do enxofre [37]. Em relação ao boro, análises estatísticas mostram efeitos benéficos sobre a qualidade superficial dos produtos gerados via lingotamento contínuo quando adicionado em pequenas quantidades [48]. Resultados de tração a quente em aços com adição desse elemento apresentam aumento da ductilidade na zona III. Esse comportamento pode ser atribuído a diversos fatores, tais como: precipitação preferencial de nitreto de boro (BN), retardamento da transformação austenita/ferrita que presumivelmente evita a formação do filme de ferrita nos contornos de grãos austeníticos e consequentemente aumenta a resistência ao deslizamento do contorno de grão [48]. Mas, apesar desses benefícios, tal elemento pode favorecer a ocorrência de trincas internas, pois ele contribui fortemente para a redução da temperatura de ductilidade nula (ZDT) devido à sua grande tendência de segregação na região interdendrítica [14]. Outro elemento que não influencia negativamente na qualidade da placa é o molibdênio. Quando adicionado em nível de aproximadamente 0,6%, ele tem mostrado melhora na ductilidade [48]. 3.6 Caracterização do Defeito Trinca Transversal Superficial de Quina em Placa de Aço Um exemplo de trinca na placa é mostrado na Figura Na maioria das vezes, as trincas não são detectadas visualmente na superfície da placa, sendo o processo de escarfagem necessário para evidenciá-las, pelo fato de o defeito, usualmente, encontrar-se abaixo da superfície. As trincas de quina são geralmente situadas na face larga próxima à quina da placa e o seu comprimento normalmente varia de 0mm ~ 20mm, possuindo poucos milímetros de 46

63 profundidade. As trincas transversais de quina são quase sempre associadas com as marcas de oscilação, ou seja, segundo observação, quanto mais profunda a marca, maior será o número de trincas [24]. Figura Trinca observada após leve passe de escarfagem na placa de aço microligado com baixo carbono e elevado manganês [24]. Quando a placa é laminada, as trincas se apresentam como slivers defects. Esse defeito geralmente afeta os primeiros 5cm da borda da bobina. Mesmo ocorrendo trincas muito finas na placa, essa região sofre danos, conforme observado na Figura

64 Figura 3.43 Esfoliação de borda na bobina originada pela presença de trinca de quina na placa. Em cima, observa-se a superfície da bobina e, em baixo, a seção transversal da bobina [24]. Investigações metalográficas mostraram que as trincas cortam as dendritas, o que indica que elas têm se propagado no estado sólido (Figura 3.44). Além disso, não foi notada oxidação interna ao longo das trincas, ao contrário do que geralmente é visto naquelas formadas em temperaturas acima de 1200ºC. Foi percebido também que as trincas se propagam ao longo do contorno de grão austenítico e que, nas análises de metalografia das seções, microcavidades são observadas no prolongamento das trincas (Figura 3.44) [24]. 48

65 Microcavidades Contorno de grão Figura Na esquerda, é possível ver a trinca cortando as dendritas. Isso demonstra que ela se propagou no estado sólido. Na direita, observam-se microcavidades ao longo do contorno de grão no prolongamento das trincas que são intergranulares. Da mesma forma que Triolet, Tsai [5] também constatou que as trincas de quina na placa tornam-se visíveis após remoção de 2mm a 3mm de camada de aço da placa através do processo de escarfagem e que elas são encontradas em maior parte na face larga da placa ao longo das marcas de oscilação. Foi observado também que a profundidade da trinca é aproximadamente de 5mm a 6mm da superfície [5]. Para o estudo mais detalhado das trincas, foram utilizados microscópios de catodoluminescência (CLM) e eletrônico de varredura (MEV). Técnicas de ataque foram aplicadas para revelar partículas estranhas, elementos de molde, estrutura dendrítica e contorno de grão da austenita prévia ao redor da trinca. Além disso, como a escarfagem pode afetar a microestrutura na superfície, foi realizado um corte diagonal a partir da quina em amostras que passaram por esse processo (Figura 3.45) [5]. Um exemplo de trinca na estrutura dendrítica no plano diagonal é mostrado no lado direito da Figura Ao examinar cuidadosamente, pode ser visto que a trinca penetra no aço a partir da superfície, cortando os braços das dendritas. A investigação com o CLM revela a ausência de partículas estranhas, como pó fluxante, e a realizada através do MEV não mostrou nenhum 49

66 elemento do molde, como Cu, Ni e Cr, no interior da trinca, o que indica que ela não foi formada no estágio inicial de solidificação próximo ao menisco [5]. Face Broad-face Larga Diagonal Plano diagonal plane Narrow Face Estreita face Corner Amostra sample de quina Casting Direção de direction lingotamento Figura Corte diagonal na quina da placa com trinca e prolongamento da trinca no plano diagonal após ataque da estrutura dendrítica [5]. Para amostras não escarfadas, foram aplicados polimento e ataques diretamente na região da trinca. Foi revelada estrutura de grãos grosseiros realçados por uma estrutura de rede de bandagem branca (ilustrada pela linha vermelha, por exemplo), conforme mostrado na Figura 3.46, e as trincas foram identificadas ao longo dessa estrutura de bandagem. Microtestes de dureza mostraram que a fase branca é muito macia quando comparada com a escura. Isso indica que a primeira é o filme de ferrita formado ao longo do contorno de grão austenítico durante o resfriamento [5]. 50

67 Casting direction Direção de Lingotamento Ferrite film on prior AGB Filme de ferrita no contorno de grão da austenita prévia Crack follows prior AGB 1 mm Trinca propagando no contorno de grão da austenita prévia Figura Propagação da trinca ao longo do filme de ferrita formado no contorno de grão da austenita prévia (superfície superior próxima à quina) [5]. Teste de ductilidade a quente realizado por Mintz e Abushosha [46] em um aço similar está representado na Figura Uma baixa ductilidade é encontrada nas temperaturas entre 750 C a 900ºC, que estão relacionadas com o início de precipitação e formação do filme de ferrita Redução Reduction de of Área Area, % Temperatura T p eratu re, o C Figura Curva de ductilidade a quente de aço ao nióbio versus temperatura [46]. As análises realizadas por Tsai mostraram que as trincas ocorrem de forma intergranular. Portanto, acredita-se que a causa das trincas transversais na quina da placa não é a trinca no momento da solidificação, próximo ao menisco, tampouco o desgaste do molde, devido ao fato de não se encontrarem elementos deste no interior das trincas. 51

68 Com base nos fatos de que as trincas acompanham o contorno de grão da austenita prévia, pode-se concluir que elas podem se iniciar abaixo do menisco no molde, mas principalmente se abrir em temperatura mais baixa por tração na região de desencurvamento e desalinhamento da máquina, em alguns casos. A redução do resfriamento nas quinas das placas antes da região de desencurvamento, para que a temperatura na quina possa ser superior a 900ºC, irá evitar a queda da ductilidade a quente provocada pela transformação de ferrita e precipitados de Nb e V. Em análises realizadas por Harada [15], a origem das trincas transversais foi devido à presença de segregação, que, por se localizar no vale da marca de oscilação, faz com que elas se propaguem nessa parte frágil abaixo da pele solidificada sob qualquer tensão externa. Assim as trincas são formadas abaixo da marca de oscilação e se propagam ao longo do contorno do grão austenítico. 52

69 CAPÍTULO 4 METODOLOGIA Neste capítulo serão descritos os materiais e a metodologia utilizada na parte prática deste trabalho. Foi avaliado o efeito da composição química e o volume de água do resfriamento secundário na ocorrência de trinca de quina em um aço destinado à laminação de chapas grossas. O aço foi caracterizado através da obtenção da curva de ductilidade a quente, visando um melhor entendimento do mecanismo de formação do defeito. 4.1 Tipo de Aço em Estudo Na presente dissertação de mestrado, foi estudado um aço, cuja composição química é mostrada na Tabela IV.1 abaixo. Tabela IV.1 - Faixa de composição química do aço em estudo (% em peso) Tipo de Aço Faixa de C.Q C Si Mn S P Al N limite superior 0,18 0,45 1,5 0,01 0,02 0,O5 0,007 Aço Médio Carbono limite inferior 0,14 0,3 1,35 0,02 Esse aço foi produzido no lingotamento contínuo 3 da ArcelorMittal Tubarão e trata-se de material de uso em laminação de chapas grossas. As principais características da máquina de lingotamento 3 estão apresentadas na Tabela IV.2. 53

70 Tabela IV.2 - Principais características do lingotamento contínuo 3 da ArcelorMittal Tubarão Tipo Item Vertical curva Comprimento metalúrgico (m) Nº de veios por máquina 2 Espessura (mm) 200, 225, 250 Largura a frio (mm) 1050 ~ 2325 Raio da máquina (m) 10 Comprimento reto entre menisco e o 1º raio de dobramento (mm) Velocidade de Lingotamento (m/min) 2665 Comprimento do molde ( mm) 900 Oscilador do molde Profundidade de válvula submersa (do topo da saída de aço até o menisco ) (mm) Especificação 2.00 m/min (espessura 200mm) 1.80 m/min (espessura 225mm) 1.45 m/min (espessura 250mm) Eletro Hidráulico Curso de oscilação: 2~8 mm Freqüência: 25 ~ 400 cpm 150 ~ 200 Espessura da placa do molde (mm) Face larga: 41 Face estreita: 39 Espessura do revestimento do molde (mm) 0.3 (topo) _ 2 (base), CoNi Material base: Cu-Cr-Zr Água de molde máxima por veio (l/min) Face larga: Face estreita: 1300 Temperatura da placa de cobre do molde ºC < 300 T(Variação da temperatura) da Água do molde ºC Resfriamento secundário Controle do nível de aço no molde Adição de pó fluxante no molde < 10 (segmento zero intermediário até segmento 14) Air mist (segmento zero intermediário até segmento 14) Corrente parasita (NKK) Automático 54

71 4.2 Caracterização do Aço Através do Ensaio de Tração a Quente O ensaio de ductilidade a quente é o mais utilizado para simular as condições operacionais impostas ao aço durante o processo de lingotamento contínuo. Os resultados obtidos através dele, representados pela redução de área após a ruptura do corpo de prova, auxiliam na determinação de melhores condições de lingotamento, visando à redução de ocorrência de trincas superficiais nas placas. Além disso, o ensaio possibilita conhecer o mecanismo de fragilização atuante em cada qualidade de aço testado, podendo assim auxiliar na otimização da composição química, objetivando também a redução de defeitos em placas produzidas no lingotamento contínuo. Para determinação da curva de ductilidade do aço em estudo, foi utilizada a máquina Gleeble 3500 (Figura 4.1), que é um simulador termomecânico e que está situada no Centro de Pesquisas da ArcelorMittal em East Chicago, Estados Unidos, onde os trabalhos foram realizados. Figura Máquina Gleeble 3500, Centro de Pesquisas da ArcelorMittal em East Chicago, Estados Unidos. Essa máquina permite realizar uma série de ensaios, conforme descrito a seguir: Teste de deformação a alta temperatura (compressão e tensão); 55

72 Medições de ductilidade a quente; Simulações de soldagem; Simulações de recozimento; Simulações de oxidação de superfície; Calibração de pirômetros para as linhas de produção Preparação dos corpos de prova (CPs) Para a realização dos ensaios, foram produzidos 25 corpos de prova (CPs) que foram preparados através da retirada de amostras de uma mesma placa de aço no sentido da direção de lingotamento, visando a uma simulação mais próxima da situação atual de encurvamento/desencurvamento da máquina. A Figura 4.2 demonstra a região da placa da qual foram extraídas as amostras para obtenção dos corpos de prova. Sentido de Lingotamento 25 mm 25 mm 200 mm Figura Posição de retirada das amostras. A partir das amostras das placas de aço, os corpos de prova foram usinados, conforme dimensões apresentadas na Figura

73 Figura Dimensões dos corpos de prova destinados ao ensaio de tração a quente Descrição das condições do ensaio de tração a quente A determinação das condições dos ensaios foi definida visando a uma condição mais próxima do processo de lingotamento contínuo do aço. A realização do ensaio iniciou-se pela montagem do corpo de prova com a soldagem do termopar para permitir o controle de temperatura do ensaio pelo simulador, conforme Figura 4.4. Figura Corpo de prova com o termopar soldado. 57

74 Assim, o corpo de prova foi inserido na câmara a vácuo. Nessa montagem, o esforço e o aquecimento são efetuados somente na região central do corpo de prova uma vez que as garras são refrigeradas a água. Basicamente, os simuladores Gleeble possuem um sistema de aquecimento do corpo de prova por passagem de corrente elétrica (aquecimento por efeito Joule) e um sistema de aquisição de dados pelo computador. A programação para o ensaio consistiu no aquecimento dos corpos de prova até a temperatura de 1300ºC em 120s. Após atingirem essa temperatura, os CPs foram mantidos assim por 300s, para garantir a completa austenitização do material, fazendo com que todos os precipitados se dissolvessem, permitindo uma condição mais próxima do processo de solidificação. Esse tratamento é denominado sensitização dos CPs. Terminada a sensitização, os CPs foram resfriados segundo uma curva que simula o resfriamento superficial na borda de uma placa no lingotamento contínuo. A taxa de resfriamento superficial de uma placa de aço médio carbono, obedecendo às condições normais de lingotamento, é de 1ºC.s -1, porém é de conhecimento que, no início do lingotamento, essa taxa é bem maior quando comparada ao restante do processo. Portanto, visando a uma condição mais próxima do lingotamento, foi utilizada a taxa de resfriamento conforme Tabela IV.3, que foi obtida através do modelo de solidificação desenvolvido no Centro de Pesquisas da ArcelorMittal. Tabela IV.3 - Taxa de resfriamento utilizada nos ensaios de tração a quente Temperatura (ºC) Taxa de resfriamento (ºC.s -1 ) 1300 ~ ~ 950 0,5 950 ~ 600 0,2 Assim, foi realizado o resfriamento dos CPs até a temperatura de ensaio. A taxa de deformação utilizada foi constante no valor de 10-3 s -1, e essa taxa associada ao processo de lingotamento contínuo está entre 10-2 e 10-4 s -1 [36]. 58

75 Foram efetuados ensaios de tração nas temperaturas (em C) de 1200, 1150, 1100, 1050, 1000, 950, 900, 850, 800, 750, 700, 650 e 600. Para cada temperatura, foi feito o ensaio em um CP e, depois de obtida a curva, foram escolhidas algumas temperaturas e realizado mais um ensaio a fim de confirmar o resultado. Após o rompimento do CP, foi avaliado o seu aspecto visual e analisada a morfologia da fratura através da utilização do microscópio eletrônico de varredura, na ArcelorMittal Tubarão, com o objetivo de observar suas características em função da temperatura e ductilidade obtida. Os dados encontrados no ensaio de tração a quente representam a ductilidade a quente do aço que é medida pela redução de área (RA) do CP na região de fratura: RA = At At i At i f 100 (4.1) Onde: RA = Redução de área do CP (%); At i = Área transversal inicial; At f = Área transversal final na região da fratura. Quanto maior a redução de área, maior será a ductilidade. 4.3 Influências da Composição Química na Geração de Trinca Transversal de Quina Com o objetivo de avaliar a influência dos elementos químicos na formação da trinca transversal de quina, as placas de aço destinadas à aplicação de chapas grossas sofreram uma leve escarfagem nas bordas, conforme Figura 4.5, para verificação da existência do defeito. Esse procedimento ocorreu durante três meses de produção da ArcelorMittal Tubarão que correspondeu a 525 placas escarfadas e inspecionadas. 59

76 Figura Placa com escarfagem leve na borda. De posse das informações obtidas de todas as placas que sofreram a escarfagem na borda, foi preparado um banco de dados com os resultados da composição química e da ocorrência de trinca, o que permitiu correlacionar essa ocorrência com os teores dos elementos químicos. É importante ressaltar que a composição química do aço em estudo possui faixas superiores e inferiores de certos elementos químicos, conforme mostrado na Tabela IV.1. Os elementos químicos selecionados para análise possuem somente especificação máxima do elemento, tendo uma maior variabilidade dos teores, pois não estão restritos em faixas inferiores e superiores. Sendo assim, não foi feita alteração da composição química especificada do aço para realizar a análise. Os seguintes elementos químicos foram analisados: a) Teor de enxofre no aço; b) Teor de alumínio X nitrogênio no aço. A escolha desses elementos foi baseada em literatura, pois estudos anteriores [24] mostraram que eles influenciam na ocorrência de trinca de quina transversal da placa. 60

77 4.4 Influência do Volume de Água do Resfriamento Secundário na Geração de Trinca Transversal de Quina Conforme observado na revisão bibliográfica, uma das principais origens da trinca de quina é a baixa ductilidade do aço nas regiões de encurvamento e desencurvamento da máquina. Portanto foi avaliada a influência de uma nova curva de resfriamento secundário com uma distribuição do volume de água alterada em relação à curva padronizada da máquina de lingotamento número 3 da ArcelorMittal Tubarão. Na Figura 4.6, é possível identificar a diferença da distribuição de volume de água entre as curvas de resfriamento secundário. Essa alteração da curva visa a um aumento da ductilidade através do aumento da temperatura do aço Vazão de água x segmento (v= 1,1 m/min) PADRÃO TESTE l/m in Foot roll Edge roll Seg 0 superior Seg 0 interm ediário Seg 0 inferior Seg 1&2 superior Seg 1&2 inferior Seg 3&4 superior Seg 3&4 inferior Seg 5&6 superior Seg 5&6 inferior Seg 7&8 superior Seg 7&8 inferior Seg 9&10 superior Seg 9&10 inferior Seg 11&12superior Seg 11&12 inferior Seg 13&14superior Seg 13&14 inferior Figura Distribuição do volume de água do resfriamento secundário da máquina de lingotamento contínuo 3 da ArcelorMittal Tubarão. Em média foi observada uma redução de aproximadamente 25% no volume de água até o segmento 08 da máquina de lingotamento. A partir daí, a placa não sofre mais esforço mecânico relacionada à trinca superficial transversal, portanto a região de influência na trinca transversal se concentra até esse segmento. 61

78 A seguir serão apresentadas as etapas cumpridas para realização da experiência com a nova curva de resfriamento: a) Etapa de produção: Foi produzido um distribuidor composto por dez corridas, sendo que cada uma representa uma panela de 315t de aço. A curva de resfriamento em teste foi produzida em um veio de lingotamento (veio nº 5) e a curva de resfriamento padronizada, em outro (veio nº 6). Foram produzidas 47 placas no veio 5 e 47 no veio 6. É importante ressaltar que todos os outros parâmetros de processo foram mantidos conforme padrão sem mudanças, ou seja, apenas o volume de água do resfriamento secundário foi alterado. b) Etapa de inspeção: Todas as placas produzidas, em ambos os veios, foram submetidas ao processo de escarfagem na borda, conforme Figura 4.7, e foram inspecionadas visualmente (Figura 4.8) com o objetivo de detectar o defeito trinca transversal superficial de quina. Figura Processo de escarfagem na borda. 62

79 Figura Processo de inspeção das placas. c) Etapa de análise dos dados: De posse dos resultados de inspeção, foi realizada uma análise comparativa do índice de trinca na placa em função da curva de resfriamento utilizada Procedimentos adotados antes da experiência Para que a experiência pudesse ser executada com as mínimas interferências mecânicas, foram realizados dois procedimentos: limpeza do sistema de oscilação do molde de lingotamento e avaliação das condições dos rolos (gap, empeno, alinhamento e vazamento de água) dos segmentos da máquina de lingotamento Limpeza do sistema de oscilação no molde de lingotamento contínuo O objetivo dessa etapa foi fazer com que o sistema de oscilação do molde operasse com mínimos desvios relacionados às variáveis de trajetória, deslocamentos e vibração dos osciladores dos veios da máquina de lingotamento número 3. Essa limpeza é feita com água, através de jato pressurizado, no sistema de oscilação para eliminar sujeiras, principalmente oriundas de pó fluxante, que ficam aderidas às partes 63

80 oscilantes provocando interferências no molde e fazendo com que este não realize seu curso de oscilação de forma harmônica. Esse procedimento foi definido após utilização do software TE-SiMOM Portátil, que permite evidenciar as interferências que a sujeira causa no sistema de oscilação. Esse software consiste em um computador laptop (Figura 4.9), interface para aquisição de dados, cabos resistentes à alta temperatura e quatro sensores acelerômetros triaxiais compactos que são fixados magneticamente nos quatros cantos do molde, conforme mostra a Figura Com a oscilação do molde, o sistema desenha em 3D a movimentação real que o molde faz nos eixos X, Y e Z. Figura Computador laptop com sistema de monitoração da oscilação do molde. 64

81 Figura Posicionamento dos sensores no molde. A Figura 4.11 representa um caso prático na ArcelorMittal Tubarão em que, após a limpeza, foi possível minimizar os desvios relacionados ao deslocamento vertical do sistema de oscilação. Figura Dados do desvio de deslocamento vertical no sistema de oscilação do molde pré e pós-limpeza [50]. As empresas siderúrgicas produtoras de placas utilizam como parâmetros de referência, em relação à trajetória do molde, valores de desvio máximo de 0,2mm com intuito de obter uma qualidade superior do produto final. Possíveis erros de deslocamento vertical podem gerar maior espaçamento entre marcas de oscilação, maior profundidade nessas marcas e alteração 65

82 na eficácia da lubrificação pelo pó fluxante, vindo a acarretar possíveis defeitos superficiais como trincas longitudinais e transversais [50] Avaliação das condições dos rolos (empeno, espaçamento, alinhamento e vazamento de água) dos segmentos da máquina de lingotamento O objetivo desta etapa foi verificar e sanar qualquer desvio mecânico e vazamentos de água que pudessem influenciar na ocorrência de trincas transversais de quina. Condições mecânicas inadequadas da máquina, tais como desalinhamento, travamento ou quebra de rolos e segmentos, quebra de rolamentos e acúmulo de carepas no interior da máquina, podem causar tensões na pele solidificada, vindo a gerar possíveis trincas. Portanto foi utilizado o equipamento Roll Gap Checker (Figura 4.12) e a inspeção visual na máquina. Figura Equipamento Roll Gap Checker. Esse equipamento, que é projetado sob encomenda para cada máquina de lingotamento individual, possui o corpo principal e os equipamentos auxiliares fabricados em aço niquelado para resistir à corrosão. Foi planejado para ser robusto e suportar as condições rigorosas nas quais deve operar. 66

83 Instalados no corpo do software, encontram-se os sensores individuais que são usados nas medições da máquina de lingotamento. Mais internamente, estão os componentes eletrônicos, as baterias e a parte hidráulica do sistema, se necessária. Esse equipamento é inserido em cada veio de lingotamento, possibilitando uma completa checagem da máquina Procedimentos adotados durante a experiência Avaliação da temperatura superficial da quina da placa Na borda da placa, durante o lingotamento na região de desencurvamento da máquina (segmento 8), foram realizadas medições da temperatura, conforme Tabela IV.4, que foram utilizadas para verificação da ductilidade do material, já que a curva de ductilidade foi obtida conforme descrito no item Tabela IV.4 - Plano de medição de temperatura e amostragem para ensaio de macroataque Sequência de Medições de temperatura Amostra para ensaio de macroataque lingotamento 1 a corrida Corrida excluída da análise 2 a corrida Medição realizada em ambos os veios Coleta de amostra em ambos os veios 3 a corrida Medição realizada em ambos os veios 4 a corrida Medição realizada em ambos os veios 5 a corrida - Coleta de amostra em ambos os veios 6 a corrida - 7 a corrida - 8 a corrida - 9 a corrida - 10 a corrida - 11 a corrida - 12 a corrida Corrida excluída da análise 67

84 As medições foram realizadas através do uso de termografia (Figura 4.13), que é a técnica de se medir a temperatura de um determinado objeto na forma gráfica ou visível a olho nu, através da radiação infravermelha que todos os corpos acima do zero absoluto (-273,15 C) irradiam. Todo o fundamento da termografia se baseia na teoria de que todos os corpos que possuem temperatura acima do zero absoluto (zero Kelvin) emitem radiação eletromagnética [52]. Figura Medição da temperatura através do uso de termografia. Uma vez que o olho humano não consegue perceber ondas eletromagnéticas na faixa do infravermelho, torna-se necessário algum tipo de dispositivo que converta as radiações infravermelhas em ondas eletromagnéticas visíveis, para se conseguir medir a temperatura de um determinado objeto com precisão. Em termos práticos, isso é feito com uma câmera especial cujo elemento sensor eletrônico é sensível a uma determinada faixa de radiação infravermelha. Essa câmera, além de registrar a radiação emitida pelo alvo, a transforma em uma imagem visível ao olho humano. Assim podemos ter "imagens térmicas" de todos os objetos dentro da faixa de alcance da câmera. Normalmente, esses sensores têm de ser resfriados para garantir um tipo de "câmara escura" para que as temperaturas medidas sejam confiáveis [51]. 68

85 As câmeras termográficas captam, através de suas lentes especiais, as irradiações infravermelhas que são emitidas pelo objeto analisado e os decodifica, através de um algoritmo, em tons mais escuros para as superfícies mais frias e em tons mais claros para as mais aquecidas [51] Avaliação da sanidade interna da placa Com o objetivo de identificar o impacto negativo na qualidade interna do material em função da alteração do volume de água, foram realizadas análises da qualidade interna da placa através do ensaio de macroataque, o qual se baseia na reação de persulfato de amônio com o ferro da superfície metálica da amostra gerando sulfato ferroso que, ao ser removido com água, deixa a superfície clara contrastando com as regiões escuras das trincas, segregações e inclusões não atacadas pelo persulfato. A quantificação dos defeitos na amostra constitui o aspecto macrográfico da placa de aço. Para essa análise, retiraram-se quatro amostras por veio, em dois momentos, durante o lingotamento das dez corridas, conforme mostrado na Tabela. IV.4, citada anteriormente, e amostras transversais e longitudinais ao sentido de lingotamento, conforme Figura mm Figura Posição de retirada de amostras para ensaio de macroataque. As amostras foram cortadas e encaminhadas para o laboratório na ArcelorMittal Tubarão, onde foram fresadas, lixadas, atacadas com a solução de persulfato de amônio 25% e fotografadas com registros dos defeitos encontrados. 69

86 Foram excluídas da análise a primeira e a última corrida do distribuidor por se tratarem de corridas que podem apresentar algumas condições não adequadas de proceso, como velocidade reduzida, controle manual do nível de aço no molde gerando flutuação do menisco, turbulência na região do menisco, etc Procedimentos adotados após a experiência Após a inspeção da placa e detecção de trincas superficiais na quina, foi retirada amostra do defeito para sua caracterização. Essa amostra foi submetida ao microscópico ótico e ao microscópio eletrônico de varredura no laboratório da ArcelorMittal Tubarão, e os seguintes itens foram analisados: elementos de molde (Cu, Ni e Cr), elementos químicos (por exemplo, elementos de origem do pó fluxante), elementos segregados (P e S), trinca intergranular ou intragranular e correlação da trinca com a marca de oscilação. Através da caracterização do defeito, buscou-se um melhor entendimento do mecanismo de formação das trincas superficiais de quina que ocorrem na ArcelorMittal Tubarão. 70

87 CAPÍTULO 5 RESULTADOS E DISCUSSÕES 5.1 Influência dos Teores dos Elementos Químicos na Ocorrência de Trinca de Quina Influência do teor de enxofre na ocorrência de trinca superficial transversal de quina O gráfico mostrado na Figura. 5.1 representa a ocorrência de trinca de quina transversal em função do teor de enxofre na placa. Ocorrência de Trinca por teor de S 30,0 25,0 y = -0,011x + 13,958 R 2 = 0,0007 % Trinca de quina 20,0 15,0 10,0 5,0 0, Teor de S (ppm) Figura Influência do teor de S na ocorrência de trinca de quina na placa de aço. Não foi identificada uma correlação da ocorrência de trinca com o teor de enxofre no aço. Eram esperados índices maiores desses defeitos em teores mais elevados de enxofre, pois, em análises realizadas por Triolet [24], foi constatada a influência desse elemento na ocorrência de trinca, sendo que o mecanismo proposto é que o enxofre, como elemento ativo, facilitaria o crescimento de microvazios e promoveria o coalescimento, vindo a gerar a trinca. No entanto, de acordo com Brimacombe [27], maiores perdas de ductilidade são encontradas em aços com 71

88 altos teores de enxofre e baixos teores de manganês (aços com baixa relação Mn/S). Como perda de ductilidade significa uma maior tendência à ocorrência de trinca, torna-se necessária a avaliação da relação Mn/S e não somente a do elemento enxofre isoladamente. O gráfico mostrado na Figura 5.2 representa a ocorrência de trinca de quina transversal em função da relação Mn/S, e a Tabela V.1, a quantidade de placas inspecionadas em função do teor de Mn/S na placa. Ocorrência de Trinca por teor de Mn/S 20 % Trinca de quina y = -0,0229x + 16,836 R 2 = 0, Teor de Mn/S Figura Influência da relação Mn/S na ocorrência de trinca de quina na placa de aço. Tabela V.1 - Quantidade de placas inspecionadas em função do teor de Mn/S na placa Número de placas inspecionadas Teor Mn/S Total de placas:

89 Foi observado que as relações Mn/S obtidas nas placas são consideradas elevadas, portanto os elementos químicos manganês e enxofre se mostraram pouco influentes na ocorrência de trinca transversal de quina. Em estudos anteriores [32,38], foi identificado que o aumento da relação Mn/S melhora a ductilidade a quente, tornando o material menos frágil, o que, por consequência, reduz a possibilidade de ocorrência de trincas transversais de quina. A perda de ductilidade causada pelo enxofre na faixa de temperatura de 900 C a 1200 C é uma associação entre fratura intergranular e precipitação de partículas finas de (Fe, Mn)S nos contornos de grãos austeníticos [20]. Maiores perdas de ductilidade são encontradas em aços com altos teores de enxofre e baixos teores de manganês (aços com baixa relação Mn/S). De acordo com a literatura [29], uma das formas usadas para minimizar os efeitos da perda de ductilidade causados pelo enxofre é a utilização da relação Mn/S superior a 60, uma vez que o MnS precipita, preferencialmente, na matriz austenítica ao invés de precipitar nos contornos de grãos. Quanto a isso, verificou-se, nas análises realizadas, Figura 5.2 e Tabela V.1, que a menor relação encontrada foi 100. Portanto as relações Mn/S do aço em estudo são realmente consideradas elevadas, o que dificulta encontrar uma correlação com o teor de enxofre da placa, já que o aço não se apresenta frágil a elevadas temperaturas em função desse elemento. A Figura 5.3 apresenta o efeito da relação Mn/S na ductilidade dos aços em uma faixa de temperatura entre 900ºC e 1200ºC. Conforme observado, uma relação Mn/S = 100 é considerada uma boa ductilidade. 73

90 Figura Efeito do Mn e S na fragilização dos aços baixo carbono (C < 0,3%) na faixa de temperatura entre 900ºC e 1200ºC [53] Influência da relação Al x N (Produto Alumínio Nitrogênio da Placa) O gráfico mostrado na Figura 5.4 representa a ocorrência de trinca de quina transversal em função do produto Al x N, e a Tabela V.2, a quantidade de placas inspecionadas em função do teor de Al x N na placa. 74

91 Ocorrência de Trinca por teor de Al x N 30,0 y = 0,0021x - 4,4891 R 2 = 0, ,0 % T ri n c a d e q u i n a 20,0 15,0 10,0 5,0 0, Teor de Al x N Figura Influência do produto Al x N na ocorrência de trinca de quina na placa de aço. Tabela V.2 - Quantidade de placas inspecionadas em função do teor de Al x N na placa Número de placas inspecionadas Teor Al x N Total de placas: 525 Observou-se uma correlação da ocorrência de trinca transversal de quina com o produto Al x N, ou seja, quanto maior o produto Al x N, maior é a ocorrência de trinca transversal de quina. 75

92 A influência do Al x N foi avaliada por Nicolas Triolet [24] que também verificou que, em maiores valores desse produto, ocorreu maior percentual de trincas transversais de quina. Já o nitrogênio por si só apresenta pequena influência na ductilidade a quente dos açoscarbono-manganês. A perda de ductilidade a quente associada ao nitrogênio apenas é percebida quando este se encontra na forma de precipitados de nitretos (ex.: nitreto de alumínio) [30]. O aumento dos teores de N e Al acarreta a deterioração da ductilidade, tornando o poço de ductilidade mais largo e profundo, conforme apresentado na Figura 5.5. Diante disso, para aços C-Mn-Al é recomendado que os teores desses elementos permaneçam em baixos níveis para que a geração de trincas, em especial as superficiais transversais, seja minimizada. Figura Curvas de ductilidade a quente para aços C-Mn-Al com vários teores de Al e N solúveis [30]. Em estudos realizados por Bernard et al. [30] e Ouchi e Matsumoto [39], foi mostrado que a adição de alumínio piora a ductilidade dos aços Si-Mn entre 700 C e 1000ºC, conforme Figuras 5.6 e 5.7. Esses autores afirmaram também que, na realidade, o que controla a ductilidade desses aços nessa faixa de temperatura é a quantidade de precipitados de AlN. 76

93 Figura Influência do alumínio e nitrogênio sobre a ductilidade de aços Si-Mn [36]. Figura Efeito do teor de nitrogênio (A) e do teor de alumínio (B) sobre a ductilidade de aços Si-Mn [39]. 77

94 Observa-se que os trabalhos mostram que o aumento do produto Al x N, principalmente na faixa de temperatura entre 700 C a 800ºC, causa uma redução de área, que representa a ductilidade do material. Portanto uma menor redução de área indica que o produto está mais frágil e que, como consequência, há maior tendência à ocorrência de trinca transversal no momento da deformação. Para minimizar a ocorrência de trincas superficiais, é necessário definir padrões de lingotamento tais que o encurvamento/desencurvamento, regiões de deformações, ocorra em condições em que o aço possua boa ductilidade. O mecanismo proposto [9] para explicar a influência do produto Al x N na queda de ductilidade se concentra na região de coexistência das fases ferrítica e austenítica abaixo da temperatura Ar3. A presença de precipitados, em especial os nitretos, promove a concentração de tensão e a fragilização dos contornos de grão da austenita. Cada precipitado promove a nucleação de um microvazio que, quando submetido a tensões continuadas, multiplica-se, resultando em uma fratura intergranular. A Figura 5.8 apresenta esse mecanismo. Figura Mecanismo de fragilização devido à precipitação de AlN ou Nb(C, N). 78

95 5.2 Ensaio de Tração a Quente Nas máquinas de lingotamento contínuo, torna-se importante evitar que as regiões de baixa ductilidade coincidam com aquelas nas quais são impostas as maiores tensões sobre a placa durante o lingotamento (curvamento e desencurvamento). Portanto é fundamental o conhecimento da curva de ductilidade do aço para que se possa aplicar uma estratégia de resfriamento fora dessa faixa. Dessa forma, a curva de ductilidade (Figura 5.9) foi obtida através dos ensaios realizados no Centro de Pesquisas da ArcelorMittal. Curva de Ductilidade do Aço Médio Carbono Produzido na AM Tubarão 100,0 Ductilidade - Redução de Área ( % ) 90,0 80,0 70,0 60,0 50,0 40,0 30,0 20, Temperatura de Teste ( ºC ) Temperatura de Ensaio (ºC ) Figura Curva de ductilidade do aço médio carbono produzido na ArcelorMittal Tubarão. 79

96 Depois de obtida a curva de ductilidade do aço médio carbono, foram repetidos os ensaios para as temperaturas entre 650 C e 850ºC (Figura 5.10) com o objetivo de confirmar o poço de ductilidade nessa faixa, considerando que esta é a mais crítica no processo de lingotamento, pois o encurvamento/desencurvamento de placa se dá nesse intervalo de temperatura. Observou-se, então, que o perfil da curva se manteve, confirmando o poço de ductilidade próximo à temperatura de 750ºC. Logo é importante evitar temperaturas próximas a essa, na região de encurvamento e desencurvamento, durante o lingotamento da placa. Conforme já relatado em o poço de ductilidade nessa faixa de temperatura é explicado pela fragilização devido a partículas de segunda fase, como, por exemplo, o AlN, e à transformação de fase austenita-ferrita. A relativa facilidade de recuperação dinâmica da ferrita permite que essa fase apresente baixa tensão de escoamento se comparada com a austenita e, por essa razão, a deformação concentra-se no filme de ferrita formado ao redor da austenita. Figura Repetição da curva de ductilidade do aço médio carbono produzido na ArcelorMittal Tubarão. 80

97 Foi identificado que, na faixa de temperatura de 900ºC a 1200ºC, não ocorreu queda da ductilidade, o que pode ser explicado pela elevada relação Mn/S encontrada no aço em estudo. De acordo com a literatura [14], uma queda da ductilidade nessa faixa é explicada pela precipitação intergranular de sulfetos e óxidos, sendo que aços com a relação Mn/S acima de 60 são menos propensos à fragilização. Logo, como essa relação para o aço utilizado é 239, ele é menos propenso à fragilização na faixa de temperatura de 900ºC a 1200ºC. Os corpos de prova utilizados no ensaio são mostrados nas Figuras 5.11, 5.12 e Pode-se perceber claramente que os CPs ensaiados nas temperaturas próximas a 750ºC possuem um aspecto frágil na região fraturada, apresentando uma diminuição da ductilidade a quente representada pela menor redução de área (Equação 1). Figura Aspecto visual dos corpos de prova após o ensaio de tração a quente. 600ºC 650ºC 700ºC 750ºC 800ºC 850ºC 900ºC 950ºC 1000ºC 1050ºC 1100ºC 1150ºC Figura Aspecto visual dos corpos de prova na região da fratura sob vista frontal. 81

98 600ºC 650ºC 700ºC 750ºC 800ºC 850ºC 900ºC 950ºC 1000ºC 1050ºC 1100ºC 1150ºC Figura 5.13 Aspecto visual dos corpos de prova na região da fratura sob vista de topo. As temperaturas associadas a cada corpo de prova indicam a temperatura no momento da tração, simulando aquela prevista na borda da placa na passagem pela região de endireitamento da máquina de lingotamento contínuo. Através do microscópio eletrônico de varredura, foram observadas as superfícies da fratura dos corpos de prova. Para exemplificar a morfologia de fratura, foram selecionados os CPs ensaiados nas temperaturas de 650ºC e 750ºC. A Figura 5.14 de (a) até (h) mostra as imagens das fraturas com aumento de 40X, 200X, 500X e 1000X, confirmando uma estrutura mais frágil na temperatura de 750ºC. Nota-se que houve uma deformação antes da fratura do CP ensaiado na temperatura de 650ºC, já no CP ensaiado na temperatura de 750ºC essa deformação não é observada. Portanto em função da deformação também se pode identificar o tipo de fratura. Observa-se, também, que a amostra de 650ºC apresenta uma fratura dúctil, enquanto que, na de 750ºC, os grãos apresentam aspecto de fratura dúctil, mas existe uma decoesão intergranular, indicando alguma precipitação em contorno de grão. 82

99 (f) (a) (e) (h) (b) (f ) (c) (g ) (d) (h) Figura (a) Imagem da fratura a 650ºC 40X; (b) Imagem da fratura a 650ºC 200X; (c) Imagem da fratura a 650ºC 500X; (d) Imagem da fratura a 650ºC 1000X; (e) Imagem da fratura a 750ºC 40X.; (f) Imagem da fratura a 750ºC 200X; (g) Imagem da fratura a 750ºC 500X; (h) Imagem da fratura a 750ºC 500X. 5.3 Resultados da Ocorrência de Trinca Transversal de Quina em Função do Volume de Água do Resfriamento Secundário O gráfico mostrado na Figura 5.15 representa a ocorrência de trinca de quina transversal em função do teste realizado com menor volume de água no resfriamento secundário no veio de número 5 da máquina de lingotamento 3 da ArcelorMittal Tubarão, e a Tabela V.3 indica a quantidade de placas inspecionadas e de placas com trinca em função do volume de água de resfriamento secundário. 83

100 Ocorrência de Trinca por volume de água no resfriamento secundário 20 % Trinca de quina ,8 0 0 Veio 5 (Volume de água em teste) Veio 6 (Volume de água conforme padrão) Figura Influência do volume de água do resfriamento secundário na ocorrência de trinca. Tabela V.3 - Quantidade de placas inspecionadas e placas com trinca em função do volume de água do resfriamento secundário Veio de Lingotamento Número de placas inspecionadas Número de placas com trinca de quina % de placas com trinca de quina ,8 Notou-se que todas as placas que foram produzidas no veio 5 com alteração do volume de água do resfriamento secundário não apresentaram trincas. Já no outro veio, em que foi utilizada a curva de resfriamento padrão, o índice de ocorrência de trinca foi de 12,8%, sendo todas elas identificadas na face superior da placa, o que sugere que a sua formação aconteceu na região de desdobramento do veio, pois nesse local as tensões trativas são induzidas na superfície superior da placa, conforme relatado no item

101 É importante ressaltar que todos os outros parâmetros foram mantidos similares nos dois veios e que a limpeza do sistema de oscilação e a correção dos desvios encontrados minimizaram possíveis interferências mecânicas entre os veios de lingotamento. As temperaturas verificadas na região de desdobramento nesses veios indicaram um aumento da temperatura naquele em que foi realizado o teste de redução do volume de água no resfriamento secundário. Conforme descrito na Metodologia, as temperaturas foram medidas em três momentos distintos durante o lingotamento em cada veio. Em cada medição foram selecionados aleatoriamente quatro pontos mais próximos da borda e calculada a média de todas as medições para que a temperatura fosse representativa do veio em função das diferentes curvas de resfriamentos utilizadas. As termografias com os valores de temperatura estão descritas nas Figuras 5.16 e Primeira medição: Média da temperatura: 797,3ºC Segunda medição Média da temperatura: 804,6ºC Terceira medição Média da temperatura: 802,1ºC Figura Medições de temperatura no veio 5 (curva de resfriamento em teste) durante o teste de redução do volume de água do resfriamento secundário da máquina de lingotamento 3. 85

102 Primeira medição: Média da temperatura: 750ºC Segunda medição: Média da temperatura: 744,3ºC Terceira medição: Média da temperatura: 741ºC Figura Medição de temperatura no veio 6 (curva de resfriamento padrão) de lingotamento durante o teste de redução do volume de água do resfriamento secundário da máquina de lingotamento 3. A média das três medições de temperatura no veio 5 foi igual a 801,3ºC e no 6 foi 745,1ºC. Em média foi observado um aumento de 56ºC na borda da placa, na região de desdobramento, em função da alteração do volume de água no resfriamento secundário do veio 5. Conforme identificada na Figura 5.10, a ductilidade do aço a 745,1ºC é inferior a 40% de redução de área e, na temperatura de 801,3ºC, é próxima de 60%. Portanto, com a redução da intensidade de resfriamento secundário, houve uma elevação da ductilidade do aço na região de desdobramento da máquina, diminuindo, assim, a tendência de formação e crescimento das trincas superficiais de quina. 86

103 Por outro lado, a redução da intensidade de resfriamento secundário pode causar um efeito colateral que é a tendência de formação de trincas internas na placa [22]. Os procedimentos adotados para minimizar a ocorrência dessas trincas envolvem um controle aprimorado das condições mecânicas e do sistema de resfriamento secundário das máquinas. De uma maneira geral a redução de velocidade de lingotamento diminui a formação das trincas, por propiciarem um aumento na rigidez da pele solidificada e uma redução da taxa de deformação. Além disso, a água de refrigeração também aumenta a rigidez da pele solidificada, apresentando um resultado semelhante à inibição à formação da trinca. Portanto quando se reduz a intensidade de resfriamento, a rigidez da pele tende a diminuir, acarretando possíveis trincas internas devido ao estado de tensão imposto pelo abaulamento ao longo da seção transversal do veio. Com o objetivo de avaliar a qualidade interna das placas lingotadas, nas condições de teste, foram retiradas amostras, por veio de lingotamento, para realização do ensaio de macroataque. A Figura 5.18 representa o nível máximo de trinca interna encontrada em ambos os veios de lingotamento. Figura Foto de macroataque representativa de ambos os veios de lingotamento. 87

104 Não houve diferença na qualidade quando comparados os resultados de macroataque, portanto pode-se concluir que a curva de resfriamento utilizado no veio 5 com baixa intensidade do volume de água não impactou a qualidade interna da placa de aço lingotada. Nos dois veios os resultados foram considerados similares. Diante disso, a nova curva de resfriamento foi utilizada em escala industrial em ambos os veios na máquina de lingotamento 3 da ArcelorMittal Tubarão. A fim de verificar a eficácia da nova curva de resfriamento, foi realizado o procedimento de escarfagem nas bordas em 89 placas do mesmo aço e dimensão da placa durante quatro meses de produção. Conforme observação da influência do produto Al x N na ocorrência de trinca de quina durante este estudo, as placas selecionadas para análise e comparação dos resultados foram somente aquelas em que o produto Al x N era < ppm 2. O resultado da ocorrência de trinca está representado na Figura 5.19 e na Tabela V.4. Ocorrência de Trinca x Curva de Resfriamento Secundário 15 12,1 % Trinca de quina ,5 0 Curva antiga Curva nova Figura Influência da curva de resfriamento secundário na ocorrência de trinca. Tabela V.4 - Ocorrência de trinca de quina em função da curva de resfriamento utilizada Curva de Resfriamento Número de placas inspecionadas Número de placas com trinca % Trinca Antiga (anterior aos testes) ,1 Nova (menor volume de água) ,5 88

105 Observou-se que o índice de trinca de quina reduziu de 12,1% para 4,5%, e, como esse novo índice é considerado aceitável pelo cliente de chapas grossas, a nova curva de resfriamento foi padronizada para os aços médio carbono na ArcelorMittal Tubarão. 5.4 Caracterização do defeito trinca transversal de quina em placa de aço Na Figura 5.20, é possível identificar o aspecto da trinca de quina que ocorreu nas placas, em que foi utilizada a curva de resfriamento padrão, produzidas no lingotamento contínuo número 3 da ArcelorMittal Tubarão. Figura Trinca transversal de quina detectada após escarfagem na borda da placa. A Figura 5.21 representa o defeito trinca de quina, e a região demarcada em preto foi o corpo de prova selecionado para análise. O corte da amostra ocorreu no sentido transversal ao defeito. No laboratório de Metalurgia Física da ArcelorMittal Tubarão, fez-se, em primeira análise, uma caracterização visual, seguida de preparação desses corpos de prova, envolvendo limpeza, corte, desbaste, polimento, ataque químico, análise com auxílio de microscopia óptica e registros fotográficos. 89

106 Figura Trinca transversal na quina da placa. A trinca analisada ocorreu na quina e na face superior da placa e, como mostrado na Figura 5.22, na marca de oscilação da placa. Essa análise foi atacada com o reagente picral com aumento de 50X. A profundidade da marca de oscilação medida no microscópio ótico foi de 0,25mm e a profundidade da trinca foi de 6,2mm. 90

107 Figura Propagação da trinca de quina a partir da base da marca de oscilação. Em trabalhos anteriores [5,24], as trincas também foram encontradas ao longo das marcas de oscilação. Em estudo realizado por Tsai [5], foi mostrado que uma redução da profundidade dessas marcas de 0,58mm para 0,42mm contribuiu para diminuição das ocorrências desse defeito. Portanto a profundidade da marca de oscilação de 0,25mm não pode ser considerada crítica para o processo, mas, devido a essa região atuar como um concentrador de tensão, é o local preferencial para o surgimento da trinca. A caracterização da trinca realizada pelo microscópio ótico, ataque com o reagente Nital e aumento de 50X permitiu identificar que ela intercepta as dendritas, o que demonstra que pode estar se propagando no estado sólido (Figura 5.23). 91

108 Figura Micrografia ótica da trinca interceptando as dendritas. Na Figura 5.24 é possível observar que a trinca é intergranular, ou seja, ela se propaga ao longo do contorno de grão. Nessa micrografia o ataque realizado foi o Picral com aumento de 50X. 92

109 Figura Micrografia ótica da trinca se propagando nos contornos de grãos. A investigação realizada através do MEV não mostrou nenhum elemento de molde, como Cu, Ni e Cr, e nenhuma partícula de pó fluxante no interior da trinca. Foi detectado apenas FeO, conforme demonstrado na Figura Essas características indicam que essa trinca não foi formada no estágio inicial de solidificação próximo ao menisco [5]. % O K ED Fe K ED Total Figura Espectroscopia por dispersão de energia (EDS) na região da trinca. 93