INFLUÊNCIA DAS CARACTERÍSTICAS DO RECOZIMENTO INTERCRÍTICO NO EXPOENTE DE ENCRUAMENTO DE AÇOS DUAL PHASE RESUMO

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1 INFLUÊNCIA DAS CARACTERÍSTICAS DO RECOZIMENTO INTERCRÍTICO NO EXPOENTE DE ENCRUAMENTO DE AÇOS DUAL PHASE N. A. N. da Silva (1) ; R.N.V Ferreira (1) ; W. Lopes (1) ; E. C. S. Corrêa (1). (1) CEFET/MG CEFET/MG - Departamento de Engenharia de Materiais, Av. Amazonas Nova Suíça - Belo Horizonte - MG, Brasil, CEP: elainecarballo@cefetmg.br RESUMO Integrantes da família dos aços avançados de alta resistência (AHSS), os aços bifásicos (DP) despertam interesse de estudo por apresentarem uma microestrutura capaz de conciliar boa resistência mecânica, ductilidade e ainda, relativamente elevada capacidade de encruamento. Esta pesquisa investigou os efeitos do tipo e dos parâmetros de processamento térmico no encruamento do material por meio da análise de Hollomon considerando um e dois estágios de encruamento. Os tratamentos térmicos envolveram a realização de recozimentos intercríticos, com diferentes tempos de encharque a uma dada temperatura situada no campo bifásico (α + γ) do diagrama de fases da liga. Em geral, para o recozimento intercrítico direto, o aumento do tempo elevou a fração volumétrica de martensita ao final do tratamento e reduziu o expoente de encruamento (n). No entanto, o recozimento intercrítico contínuo, apresentou os efeitos do tempo menos acentuados. Considerando dois estágios de encruamento, valores de n mais elevados foram observados no primeiro estágio. Palavras-chave: aços bifásicos, recozimento intercrítico, tempo de encharque, microestrutura, encruamento 1. INTRODUÇÃO A complexidade da microestrutura dos aços bifásicos e o grande número de parâmetros que influenciam as propriedades finais destes materiais fazem com que o design destas ligas seja um desafio para determinadas aplicações estruturais. 4121

2 Comumente, a fração de volume da martensita (ou martensita + austenita retida - constituinte MA), sua morfologia e o teor de carbono afetam significativamente não somente as propriedades mecânicas destes aços, mas também a maneira como a deformação ocorre nas ligas durante o processamento (1,2). Em geral, três estágios de deformação são considerados para estes materiais. No primeiro deles, ambas as fases se deformam elasticamente. Considera-se que as duas fases apresentam mesma constante de elasticidade e, portanto, não há transferência de tensão para a fase martensítica. Quando a tensão limite de escoamento da fase ferrítica (macia) é alcançada, esta inicia sua deformação plástica, dando origem ao segundo estágio, o qual é finalizado com o início do fluxo de deformação plástica da martensita. No terceiro e último estágio de deformação, ambos os constituintes se deformam plasticamente. Entretanto, devido à morfologia da martensita, incialmente, a deformação não ocorre de maneira uniforme em todo o material, mas em porções específicas. Por outro lado, a matriz ferrítica deforma-se progressivamente, causando uma concentração de tensão e provocando a deformação total da martensita (3; 4). O comportamento dos aços bifásicos em relação ao encruamento está associado aos estágios de deformação e é normalmente baseado em análises matemáticas (5). Nesse contexto, o presente estudo buscou avaliar o encruamento do aço bifásico a partir do método de linearização da curva σ x ε, considerando um e dois estágios de deformação, baseado na equação de Hollomon conforme Eq. (A): n = d(ln σ) / d(ln ε) (A) Esta abordagem tem sido utilizada por muitos pesquisadores para analisar a capacidade de encruamento dos aços bifásicos (6; 7, 8, 9). No entanto, é comum aos aços avançados de alta resistência apresentar mais de uma inclinação na reta representativa da curva log tensão em função do log deformação (8, 9, 10, 11). Portanto, neste estudo, foram realizadas as análises considerando um e dois estágios de encruamento, conforme realizado por (8). Para ambas as situações foi averiguado o índice de correlação R 2 a fim de verificar o grau de relacionamento linear entre os valores estimados. Quanto mais próximo de 1 é o valor de R 2, mais representativo é o modelo e melhor ele se ajusta à situação na qual σ e ε são tensão e deformação verdadeiras, respectivamente, e n é o expoente de encruamento. 4122

3 2. MATERIAIS E MÉTODOS 2.1 Materiais O material usado na investigação foi adquirido em forma de chapa com espessura de 2,0 mm, cuja composição química se encontra em Tab. 1. As amostras foram cortadas em pequenas chapas com dimensões 210 mm x 60 mm para posterior tratamento térmico. Tab.1. Composição química (% em peso) do aço utilizado no trabalho. Elemento C Si Mn P Mo Cr Ni % em peso 0,121 0,499 1,58 0,0108 0,001 0,0207 0,0306 Elemento V Ti B Al Nb Cu W % em peso 0,0065 0,0022 <0,0004 0,0529 0,0138 0,009 0, Processamento Térmico Tratamentos térmicos de recozimento intercrítico direto e recozimento intercrítico contínuo, após normalização, foram realizados. As temperaturas de transformação foram determinadas baseando-se no efeito do teor dos elementos de liga, principalmente de carbono e manganês, nas linhas de transformação (A1 e A3) do diagrama de equilíbrio Fe-Fe3C e na quantidade das fases presentes após o resfriamento (12). Os cálculos empregados foram apresentados nos estudos de Ghaheri et al. (13) e Movahed et al. (8). Com o propósito de encontrar valores de temperatura que atendessem ambos os casos e as duas abordagens feitas, as temperaturas de austenitização e intercrítica foram escolhidas como sendo 880 C e 740 C respectivamente. Além das temperaturas, foram ainda definidos diferentes tempos de encharque (2, 5, 10 e 30 min). Os ciclos de tratamento térmico intercrítico direto e contínuo realizados são ilustrados na Fig. 1. A microestrutura obtida a partir dos ciclos térmicos descritos foi investigada e analisada conforme descrito em trabalho anterior (14). 2.3 Avaliação do Encruamento a partir das Curvas Tensão Deformação Essa abordagem para a análise do encruamento sugere a elaboração da curva tensão - deformação real da região correspondente à deformação plástica em escala logarítmica, baseada na Eq. (A). Neste método de determinação do expoente 4123

4 de encruamento a partir da linearização da curva tensão deformação real, o ajuste linear é obtido e a inclinação é dada como uma aproximação do valor de n conforme Eq. (A). (a) (b) Fig. 1. Ciclos de tratatamentos térmicos realizados. (a) Recozimento intercrítico direto e (b) recozimento intercrítico contínuo. Os ensaios de tração para obtenção das curvas σ x ε foram conduzidos em uma máquina universal de ensaios a uma velocidade de 4,5 mm/min e consequente taxa de deformação inicial de 10-3 s -1. Para análise dos efeitos do processamento térmico foram empregados ao menos dois corpos de prova para cada condição, confeccionados segundo a norma ABNT NBR ISO (15). Por meio desses experimentos foi possível conduzir a avaliação do encruamento a partir da equação de Hollomon. 3. RESULTADOS E DISCUSSÃO Nas Tab. 2 e 3 são apresentados os valores do expoente de encruamento n obtidos pelo método de linearizaçao da curva σ x ε, considerando um e dois estágios de deformação para amostras tratadas por recozimento intercrítico direto e contínuo. São mostrados também os coeficientes de correlação R 2 para cada situação, onde nota-se que a abordagem em dois estágios é a que leva a valores mais próximos de 1. Nas Figuras 2a e 2b são apresentados esses resultados organizados de acordo com a abordagem realizada. Considerando inicialmente a análise realizada a partir de um único expoente de encruamento, nota-se que o valor de n para as amostras tratadas termicamente com recozimento intercrítrico direto tendeu a diminuir com com o tempo de encharque à temperatura de 740 C. 4124

5 Tab. 2. Valores do expoente de encruamento pelo método de linearização da curva σ x ε de amostras tratadas por recozimento intercrítico direto a 740 C. Tempo de encharque (min) Método da linearização da curva σ x ε Um estágio Dois estágios n R 2 n1 R 2 n2 R 2 CP1 0,258 0,986 0,303 0,999 0,179 0,992 CP2 0,247 0,982 0,299 0,999 0,171 0,992 média 0,252 0,301 0,175 CP1 0,229 0,969 0,323 0,998 0,167 0,987 CP2 0,241 0,969 0,334 0,999 0,169 0,984 média 0,235 0,329 0,168 CP1 0,235 0,964 0,316 0,994 0,144 0,990 CP2 0,234 0,964 0,333 0,998 0,160 0,985 média 0,235 0,325 0,152 CP1 0,214 0,963 0,318 0,993 0,149 0,990 CP2 0,229 0,961 0,337 0,996 0,154 0,990 média 0,222 0,328 0,152 Tab. 3. Valores do expoente de encruamento pelo método de linearização da curva σ x ε de amostras tratadas por recozimento intercrítico contínuo a 740 C. Tempo de encharque (min) Método da linearização da curva σ x ε Um estágio Dois estágios n R 2 n1 R 2 n2 R 2 CP1 0,168 0,950 0,340 0,997 0,136 0,974 CP2 0,161 0,950 0,319 0,996 0,125 0,979 média 0,165 0,330 0,131 CP1 0,162 0,953 0,339 0,999 0,138 0,971 CP2 0,175 0,954 0,330 0,997 0,138 0,980 média 0,169 0,335 0,138 CP1 0,167 0,948 0,330 0,996 0,130 0,980 CP2 0,174 0,951 0,369 0,999 0,150 0,968 média 0,171 0,350 0,140 CP1 0,165 0,950 0,323 0,996 0,126 0,977 CP2 0,164 0,943 0,333 0,996 0,126 0,975 média 0,165 0,328 0,

6 Por outro lado, para o material submetido ao tratamento intercrítico contínuo, o efeito do tempo de encharque foi menos acentuado, além dos valores de n determinados terem sido inferiores aos do outro tipo de processamento. Esses resultados estão relacionados à microestrutura desenvolvida nos ciclos térmicos investigados, especificamente em termos de morfologia e proporção de martensita. De forma a facilitar a análise, nas Figuras 3 e 4 e nas Tab. 4 e 5 são mostradas imagens, como exemplos, obtidas por microscopia eletrônica de varredura do aço nas condições avaliadas, e a proporção dos constituintes, analisados em um trabalho anterior (14). (a) (b) Fig. 2. Comportamento do expoente de encruamento para amostras tratadas por recozimento intercrítico direto (a) e contínuo (b) a 740 C. Nota-se que o aumento do tempo de encharque resultou em uma elevação na fração volumétrica de martensita para amostras tratadas por recozimento intercrítico direto. Verifica-se também uma mudança na morfologia da martensita formada e um aumento no tamanho das ilhas, conforme notado nas imagens da Fig. 3. O recozimento intercrítico contínuo apresentou um aumento no tamanho das ilhas e na fração volumétrica de martensita com o tempo. Nesse caso, essas ilhas ficaram uniformemente distribuídas na matriz ferrítica, com dimensões tendendo à estabilização depois de um período de permanência no campo intercrítico. Ressaltase que a quantidade de martensita para diferentes tempos não apresentou diferenças acentuadas. 4126

7 F M 5 μm 5 μm 5 μm 5 μm (a) (b) (c) (d) Fig. 3. Imagens de microscopia eletrônica de varredura (MEV) das amostras submetidas ao ciclo de tratamento térmico recozimento intercrítico direto a 740 C (14). F Ferrita; M Constituinte MA. (a) 2 min; (b) 5 min; (c) 10 min e (d) 30 min. F M 5 μm 5 μm 5 μm 5 μm (a) (b) (c) (d) Fig. 4. Imagens de microscopia eletrônica de varredura das amostras submetidas ao ciclo de tratamento térmico recozimento intercrítico contínuo a 740 C (14). F Ferrita; M Constituinte MA. (a) 2 min; (b) 5 min; (c) 10 min e (d) 30 min. Avaliando a análise do encruamento realizada para um único estágio, comportamento análogo ao verificado no presente trabalho foi observado também por Hüper et al. (3) ao constatar que o valor do expoente de encruamento diminui com o aumento da fração volumétrica de martensita. Nesse contexto, a redução de n com o tempo de encharque para as amostras obtidas a partir do recozimento intercrítico direto estaria relacionada ao aumento na proporção de martensita, apresentado na Tab. 4. Para as amostras submetidas ao tratamento contínuo, foi observado que o efeito do tempo na proporção de constituinte MA era mais discreto Tab. 5), o que foi ao encontro do expoente de encruamento (Fig. 4). Considerando a análise do encruamento conduzida em dois estágios, observa-se que, em todos os casos, o expoente de encruamento referente ao primeiro estágio é maior que aquele correspondente ao segundo estágio, conforme verificado por outros pesquisadores (8,16). Estudos apontaram ainda que quando a fração volumétrica de martensita em aços bifásicos era maior que 50%, variações 4127

8 não lineares lnσ x lnε foram encontradas (8,16). Por fim, nota-se que os valores de expoente de encruamento para a análise em um único estágio apresentaram-se entre os resultados de n1 e n2 para a outra abordagem. Tab. 4. Fração volumétrica dos constituintes presentes nas amostras submetidas ao recozimento intercrítico direto a 740 C e tamanho médio do grão ferrítico (14). Tempo de encharque (min) % Ferrita % MA Demais constituintes Tamanho de grão médio (μm) 2 67,24 ± 3,16 31,77 ± 3,27 0,99 7, ,87 ± 3,75 28,46 ± 3,19 3,67 6, ,99 ± 3,15 32,27± 3,48 2,74 6, ,80 ± 4,94 43,21 ± 3,44 0,99 5,40 Tab. 5. Fração volumétrica dos constituintes presentes nas amostras submetidas ao recozimento intercrítico contínuo a 740 C e tamanho médio do grão ferrítico (14). Tempo de encharque (min) % Ferrita % MA Demais constituintes Tamanho de grão médio (μm) 2 51,28 ± 7,68 46,22 ± 2,73 2,50 6, ,78 ± 6,14 49,39 ± 5,30 1,83 5, ,64 ± 7,46 52,36 ± 5,56 9,00 5, ,48 ± 3,52 52,04 ± 8,32 16,48 4,95 4. CONCLUSÕES Quanto à avaliação do encruamento pela análise baseada na equação de Hollomon, observou-se que, para o recozimento intercrítico direto, o método de linearização da curva σ x ε, considerando um estágio de encruamento, mostrou diminuição nos valores do expoente de encruamento n com a elevação do tempo de encharque na temperatura intercrítica. Para as amostras produzidas por recozimento intercrítico contínuo, por outro lado, a redução do valor de n com o tempo foi menos pronunciada. Ao avaliar dois estágios verifica-se que, para todas as situações, o valor do expoente de encruamento do primeiro estágio é superior ao do segundo, o que poderia conferir ao material as características necessárias para seu emprego em componentes estruturais da indústria automotiva. 5. AGRADECIMENTOS 4128

9 À CAPES e à FINEP pelo apoio financeiro e por concessão de bolsa. Ao Departamento de Engenharia de Materiais do CEFET-MG. 6. REFERÊNCIAS 1- MOHANTY, R. R.; GIRINA, O. A.; FONSTEIN, N. M. Effect of heating rate on the austenite formation in lowcarbon high-strength steels annealed in the intercritical region. Metallurgical and Materials Transactions A, v. 42A, p , PIERMAN, A. P.; BOUAZIZ, O.; PARDOEN, T.; JACQUES, P. J.; BRASSART, L. The incluence of microtructure and composition on the plastic behavior of dual-phase steels. Acta Materialia, v. 73, p , May HÜPER, T.; ENDO, S.; ISHIKAWA, N.; OSAWA, K. Effect of volume fraction of constituent phases on the stress-strain relationship of dual phase steels. ISIJ International, v. 39, n. 3, p , HAN, Q.; KANG, Y.; ZHAO, X.; LÜ, C.; GAO, L. Microstructure and properties of Mo microalloyed cold rolled DP1000 steels. Journal of Iron and Steel Research, International, v. 18, n. 5, p , GOEL, N.C.; SANDEEP S.; TANGRI, K. A theoretical model for the flow behavior of commercial dual phase steels containing metastable retained austenite: Part I. Derivation of flow curve equations. Metallurgical Transactions A, v. 16A, p , KUMAR, A. N.; BASU, S. N. Manganese partitioning and dual-phase characteristics in a microalloyed steel. Journal of Materials Science, v. 21, p , DAS, D.; CHATTOPADHYAY, P. P. Influence of martensite morphology on the work hardening behavior of high strength ferrite-martensite dual phases steel. Journal of Materials Science, v. 44, p , MOVAHED, P. KOLAHGAR, S.; MARASHI, S.P.H.; POURANVARI, M.; PARVIN, N. The effect of intercritical heat treatment temperature on the tensile properties and work hardening behavior of ferrite-martensite dual phase steel sheets. Materials Science & Engineering A, Iran, v. 518, p. 1-6, May MAZAHERI, Y., KERMANPUR, A.; NAJAFIZADEH, A.; SAEIDI, N. Effects of initial microstructure and thermomechanical processing parameters on microstructures and mechanical properties of ultrafine grained dual phase steels. Materials Science & Engineering A, v. 612, p , jun SON, Y. I.; LEE, Y. K.; PARK, K.; LEE, C. S.; SHIN, D. H. Ultrafine grained ferrite-martensite dual phase steels fabricated via equal channel angular pressing: microstructure and tensite properties. Acta Materialia, v. 53, p , ZHAO, Z.; TONG, T.; LIANG, J.; YIN, H.; ZHAO, A.; TANG, D. Microstructure, mechanical properties and fracture behavior of ultra-high strength dual-phase steel. Materials Science & Engineering, v. 618, p , TASCA, M. R. B.; MACHADO, M. L. P. Simulação da laminação a quente para a produção de aço bifásico. In: Workshop de Ciência e Tecnologia em Engenharia Metalúrgica e de Materiais do PROPEMM, 2. Agosto, 2012, Vitória. Anais... Vitória: PROPEMM, GHAHERI, A.; SHAFYEI, A.; HONARMAND, M. Effects of inter-critical temperatures on martensity morphology, volume fraction and mechanical properties of dual phase steels obtained from direct and continuous annealing cycles. Materials and Design, Iran, v. 62, p , May SILVA, N.A.N.; LOURENÇO, P.P.C.; MACHADO, E.D.P.; SANTOS, P.S.; AGUILAR, M.T.P.; LOPES, W.; CORRÊA, E.C.S. Efeito do tempo de encharque nos recozimentos intercrítico direto e contínuo na microestrutura e nas propriedades mecânicas de aços bifásicos. 22 CBECiMat Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciência dos Materiais. Anais... Natal, ASSOCIAÇÃO BRASILEIRA DE NORMAS TÉCNICAS. ABNT NBR ISO : Materiais Metálicos Ensaios de Tração Parte 1: método de ensaio à temperature ambiente. Rio de Janeiro, ZUO, X.; CHEN, Y.; WANG, M. Study on microstructures and work hardening behavior of ferrite-martensite dual-phase steels with high-contente martensite. Materiais Research, v. 15, p ,

10 INFLUENCE OF INTERCRITICAL ANNEALING CHARACTERISTICS IN THE WORK HARDENING EXPONENT OF DUAL PHASE STEEL ABSTRACT Members of the family of advanced high strength steels (AHSS), dual phase steels (DP) are of interest due to their microstructure that leads to mechanical strength, ductility and even high work hardening capacity. This study investigated the effects of heat treatment parameters in the work hardening of the material by means of Hollomon analysis, considering one and two stages of strain hardening. The heat treatments involved intercritical annealing with different holding times at a mean temperature located in the biphasic field (α + γ) of the phase diagram. In general, considering direct intercritical annealing, as holding time was elevated, increased martensite volume fraction and reduced work hardening exponent were observed. On the other hand, continuous intercritical annealing led to the less accentuated effects of holding time. Regarding two stages of hardening analysis, higher n values have been observed in the early stages. Keywords: dual phase steels, intercritical annealing, holding time, microstructure, work hardening. 4130