CARACTERIZAÇÃO E SÍNTESE DE AÇO DUPLA FASE DP-780 DESDE UM AÇO BAIXO CARBONO E SOLIDIFICADA EM MOLDE DE COBRE

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1 CARACTERIZAÇÃO E SÍNTESE DE AÇO DUPLA FASE DP-780 DESDE UM AÇO BAIXO CARBONO E SOLIDIFICADA EM MOLDE DE COBRE Cleber Caramatti Machado 1, Danielli Alves Bastos 2, Carlos Triveño Rios 1,2 1 Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais, Universidade Federal do ABC, Santo André SP, Brasil, extern.cleber.machado@volkswagen.com.br 2 Engenharia de Materiais CECS Universidade Federal do ABC, Santo André SP, Brasil Resumo: A finalidade do presente trabalho é obter um aço tipo fase dupla 780 (DP- 780) por fusão e solidificação em molde de coquilha de cobre e a sua comparação microestrutural e mecânica com um aço DP-780 na condição como recebido. A obtenção do aço com composição DP-780 foi utilizando um aço de baixo carbono, SAE 1015, ao qual foi adicionado manganês, silício e cromo, os quais foram fundidos em forno de fusão a arco voltaico. Após obtenção dos lingotes em molde cilíndrico de cobre, a microestrutura do aço obtido consiste de uma microestrutura refinada de martensita e ferrita, que é diferente do aço DP-780 como recebido. As propriedades mecânicas foram caracterizadas por medidas de micro dureza Vickers e ensaios de compressão a frio. Os resultados mostram que a micro dureza Vickers da amostra como recebida é de 311,5 HV. Esse valor é inferior entre 25 a 35% às amostras obtidas com 2 e 6 mm de diâmetro. Palavras chaves: Aços avançados, Aços fase dupla, Propriedades mecânicas. 1.0 INTRODUÇÃO O aço de fase dupla (DP) é um material da família dos aços avançados de alta resistência (AHSS), geralmente possuem limite de escoamento superior a 550 MPa e limite de resistência maior que 700 MPa [1]. Atualmente se destaca para aplicações na indústria automotiva devido ao fato de oferecer uma boa relação de resistência - conformabilidade, sem afetar a ductilidade e por aumentar a absorção de energia, melhorando a resistência ao impacto [2]. A microestrutura de aços de fase dupla é constituída por uma matriz com 80 a 85% de ferrita poligonal macia e 15 a 20% de martensita [3]. Esse tipo de microestrutura é considerada mais 6579

2 complexa do que as ferríticas ou ferríticas-perlíticas, normalmente presentes em ligas comuns de baixo carbono [4]. Para isso é necessário que os microconstituintes presentes na liga devam apresentar variações significativas de dureza entre si. A principal característica dos aços de fase dupla consiste na dispersão de uma fase martensítica em uma matriz de fase ferrítica. A resistência nos aços DP é conferida pela fase martensítica e a ductilidade pela fase ferrítica. Deste modo, a fração de volume da fase martensítica determina o nível de resistência deste material. Este tipo de microestrutura permite alcançar uma faixa de resistência à tração de 500 a 1200 MPa [5], e proporciona aos aços DP uma elevada capacidade de endurecimento e uma melhor capacidade de conformabilidade em comparação a aços de alta liga e baixa resistência (HSLA). Outras propriedades únicas dos aços DP incluem o escoamento contínuo, ou seja, ausência do patamar de escoamento típico dos aços ferríticos, tensão de escoamento (a 0,2% de deformação plástica) entre os 300 e 380 MPa, alto coeficiente de encruamento n (entre 0,2 a 0,3), baixa razão elástica (entre 0,5 e 0,6), um alongamento total superior a 27% e uma organização dos grãos anisotrópica [6,7]. A obtenção da fase martensítica é através de técnicas especiais de tratamento térmico, tais como têmpera e resfriamento controlado do material. A estrutura de fase dupla pode ser produzida por resfriamento rápido de aços de baixo teor de carbono, desde a região intercrítica (entre AC1 e AC3), para formar uma microestrutura de ilhas de martensita numa matriz de ferrita. A transformação de fase austenítica para martensítica determina a microestrutura final e as propriedades mecânicas resultantes dos aços. Outra técnica para obter martensita é por solidificação rápida desde a fase líquida em moldes de cobre. O molde de cobre atua como um sumidouro de calor. Dependendo da liga e do formato do molde as taxas de resfriamento podem chegar a valores entre 10 2 a 10 4 K/s [8]. Os aços de fase dupla possuem uma vasta gama de composições químicas [9]. Em relação aos aços HSLA, os aços DP contêm mais de 1% em elementos de liga. A composição química destes aços varia de gama para gama, mas os principais elementos de liga são; C, Mn com pequenas adições de Al, Si, Cr, tal como mostrado na tabela 1 [13,14]. O carbono determina a quantidade e dureza da martensita após a têmpera, o limite de resistência dos aços DP (e) pode formar 6580

3 precipitados na forma de carbonetos [10]. O manganês é um estabilizador de austenita, aumenta a temperabilidade e promove a separação intergranular entre ferrita e martensita no recozimento [10, 11]. O silício tem por função aumentar a resistência através do mecanismo de endurecimento por solução sólida, bem como estabilizar a fase α e inibir a precipitação de cementita nos contornos de grão [10, 11]. Existem também pequenas porcentagens de cromo, molibdênio e vanádio, para aumentar a temperabilidade da liga [11, 12]. Tabela 1. Composição química e propriedades mecânicas de alguns aços de Fase Dupla (DP) Composição Química (%) (Máx.) Propiedades Mecânicas (Mín.) Grade do Aço DP YS UTS Along. Dureza Ref. C Mn Si Al Cr+Mo Ti+Nb (MPa) (MPa) (%) (HB) DP780T/420Y 0,18 5, DP780GI 3 0,155 1, DP780GA 4 0,155 1, HCT780X 0,18 2,50 0,80 2,0 1,4 0,15+V CR440Y780T-DP 0,18 2,50 0,80 1,0 1,4 0,15+Cu CR500Y780T-DP 0,18 2,50 0,80 1,0 1,4 0,15+Cu DP 780 Y500 0,17 2,20 0, DP 780 LCE Y500 0,10 2,00 0, Contêm impurezas P, S e outros elementos químicos não especificados. 2 Contêm impurezas P, S e outros elementos químicos V, B, Cu. 3 GI (Extragal) galvanização por imersão a quente (passagem da chapa de aço por um banho de zinco líquido). 4 GA (Galvannealed/Zinco-Ferro) galvanização por passagem de aço não-recozido em banho de zinco, seguido de recozimento para difusão do ferro e do zinco. Para obter um revestimento formado por uma liga Zn-10%Fe). 5 Laminado a frio. O objetivo do presente trabalho é obter um aço de alta resistência com composição próxima a aços de fase dupla 780 por fusão e solidificação rápida em molde de cobre a partir de um aço SAE 1015 de baixo carbono e sua comparação microestrutural e mecânica com um aço DP780 na condição como recebido. 2.0 MATERIAIS E MÉTODOS Na realização do presente trabalho foi utilizada como material inicial um aço de baixo carbono, SAE 1015, com adições de elementos de liga; Mn, Si e Cr de elevado grau de pureza (99,98%). A liga em composição próxima a aços de dupla fase DP- 780 foi preparada por fusão a arco voltaico em atmosfera de argônio. Durante a fusão em cadinho de cobre, o aço SAE 1015 e os elementos metálicos em quantidade de 15 g foram fundidos e refundidos até 3 vezes para homogeneizar os 6581

4 lingotes. Para a solidificação rápida, a liga foi refundida, no mesmo forno a arco, e vazada para o interior de um molde de coquilha de cobre com formato de cilindros escalonados (de 2,0; 4,0; 6,0; 8,0; e 10,0 mm de diâmetro por 10 mm de altura). A composição nominal da liga preparada é apresentada na tabela 2. Tabela 2. Composição química nominal da liga preparada. Aço DP Elemento quimico (% massa) Fe C Mn Si Cr Aço DP780 como preparado 96,46 0,14 2,2 0,6 0,6 As amostras, como obtidas, aço DP-780 e aço SAE 1015 foram caracterizadas microestruturalmente por microscópio óptica (Zeis AxioCam ICc 5) e microscópio eletrônico de varredura (JEOL - JSM-6010LA). A fração de volume de fases foi obtida pelo método de interceptação linear. A caracterização mecânica foi realizada por medidas de micro dureza Vickers com carga de 1,0 kgf (9,8 N) com tempo de impressão de 15 segundos (Equilam - HSV-100). As medidas de dureza foram realizadas em seções transversais desde a borda até o centro da seção. Cada valor médio de dureza corresponde a um total de 6 medidas. Os ensaios de compressão foram realizados a temperatura ambiente em máquina universal (Instron 3369) em amostras de 7 mm de altura e diâmetros de 2, 4, 5, e 6 mm. A velocidade da travessa superior foi de 0,5 mm/min. O tratamento térmico foi realizado em amostras de 5 mm de diâmetro dentro de um forno com controle de patamares de temperatura através de termopar tipo K (modelo JUNG ) e atmosfera do meio ambiente. As temperaturas de tratamento térmico de recozimento foram em 850 o C (acima da linha critica Ac3) e em 760 e 800 o C (dentro do intervalo intercrítico Ac1 e Ac3). 3.0 RESULTADOS E DISCUSSÕES Na figura 1 são mostradas microestruturas típicas das amostras; aço SAE 1015 (Fig. 1a) e DP780 (Fig. 1b). Na microestrutura granular da figura 1a, SAE 1015, se observa um contraste cinza escuro que corresponde à fase ferrita-α e o contraste cinza claro corresponde à estrutura eutetóide denominada perlita que é formada por lamelas de cementita em uma matriz de ferrita-α. A fração de perlita esta em torno 6582

5 de 13,7 ± 1,5%, o que corresponde a um teor de 0,123 ± 0,033 % de C, confirmando, que o material de partida é um aço SAE Uma análise química por energia dispersiva de elétrons (EDS) mostra uma composição de 0,5% de Mn e 99,5% de Fe, além da presença de carbono que provavelmente está em torno de 0,15%. O espectro dessa análise é mostrada na figura 2a. Os grãos microestruturais da amostra DP-780 (figura 1b), encontram-se alongadas na direção de laminação (direção da seta). O contraste cinza corresponde à fase ferrita-α, e o contraste claro corresponde à fase martensita-α, ocupando uma fração de volume em torno de 26,5 ± 3,2%, valor que está em concordância com a literatura [15]. Micro análises de EDS mostram uma composição de 2,6% de Mn, 0,3% de Si, e, 97,1% de Fe, além da presença de carbono, que é representado por seu espectro da figura 2b. O teor de carbono em ambas as ligas não foi obtido devido ao baixo numero atômico de carbono (Z = 6) e à grande absorção de raios-x característicos de carbono pelo ferro que é dominante nos aços [16]. As composições químicas obtidos por micro análises encontram-se dentro dos limites dos aços SAE 1015 [17, 18] e DP780 [4]. (a) (b) Figura 1. Imagens de elétrons secundários mostrando a microestrutura do; a) Aço SAE 1015, e, b) Aço DP-780. (a) (b) Figura 2. Espectros de energia dispersiva do; a) Aço SAE 1015 e b) Aço DP

6 Na figura 3, observam-se macroestruturas típicas de solidificação rápida em molde de cobre com geometria em formato cilíndrico de 2 mm (Fig. 3a) e 8 mm (Fig. 3b) de diâmetro, obtidas por microscópio óptico com luz polarizada. Observa-se uma solidificação direcional desde a borda externa até o centro da seção transversal dos cilindros. Nessas amostras se observa o crescimento de grãos colunares em direção à região central, onde todos os grãos convergem. Esse crescimento se deve à existência de uma nucleação heterogênea no substrato do molde de cobre. A largura dos grãos colunares de amostras cilíndricas de 2, 4, 6, 8 e 10 mm de diâmetro é de 72 ± 6,3; 83,3 ± 12,1; 92,8 ± 12,4; 113,8 ± 11,1; 122 ± 10,1 µm, respectivamente. O que sugere que a solidificação dentro de moldes com diâmetro maior é mais lenta. Entretanto, em amostras tratadas termicamente há perda de resolução de contornos de grão, tal como observada na figura 3c, que corresponde a uma macroestrutura típica de amostra com 5 mm de diâmetro, tratada termicamente, na região intercrítica em 800 o C por 40 minutos. (a) (b) (c) Figura 3. Macroestruturas típicas de amostras; como preparadas DP-780 de; (a) 2 mm de diâmetro, (b) 8 mm de diâmetro, e (c) tratada termicamente em 800 o C por 40 minutos em amostra com 5 mm de diâmetro. Nas imagens de microscopia óptica, figuras 4, se observam uma microestrutura complexa, diferente da amostra como recebida, devido à relativa solidificação rápida da fase liquida no molde de cobre cilíndrico. A microestrutura contém; morfologias 6584

7 lamelares dentro de grãos que correspondem à fase martensita α, morfologias aciculares que provavelmente correspondam à fase bainita, B, e austenita retida de contraste claro (γ). Observa-se que a microestrutura é mais refinada em amostras de menor diâmetro devido à maior taxa de resfriamento e por conter a maior fração de fase martensita α. Na amostra de 10 mm de diâmetro (figura 4e) observa-se menor fração de martensita e maior presença de austenita retida, γ. γ α (a) α B (b) (c) (d) (e) Figura 4. Imagens de microscopia óptica de amostras como preparadas DP780; a) 2 mm; b) 4 mm; c) 6mm; d) 8 mm; e) 10mm de diâmetro. Na figura 5a se observa a microestrutura de amostra de 5 mm de diâmetro na forma como preparada que é similar às microestruturas da figura 4, quando solidificada rapidamente em molde de cobre. Entretanto, as figuras 5b-c, mostram microestruturas tratadas termicamente. Na figura 5b, observa-se uma microestrutura lamelar grosseira de perlita em amostra tratada termicamente em 850 o C por 40 minutos e resfriada em ar até a temperatura ambiente. Na figura 5c e 5d, de amostras tratadas termicamente em 800 e 760 o C por 40 minutos (região intercrítica 6585

8 Ac3 e Ac1), se observa microestruturas contendo a fase ferrita-α com cerca de 27% (800 o C), e, cerca de 35% de ferrita para a amostra tratada em 760 o C, junto à fase metaestável de martensita α. Sugere-se que tratamentos térmicos na região intercrítica com resfriamento rápido em água permitem obter microestruturas grosseiras com mistura de fase dupla; ferrita e martensita. (a) (b) α α (c) α (d) α Figura 5. Imagens de microscopia óptica de amostras; (a) como preparada DP780, e, tratadas termicamente em; b) 850 o C/40 min resfriado em ar, (c) 800 o C/40 min resfriado em água, e, (d) 760 o C/40 min resfriado em água. As amostras solidificadas rapidamente em molde de cobre apresentaram uma microestrutura complexa (martensita, austenita retida e bainita) diferente dos aços DP-780 que exibem apenas duas fases; martensita e ferrita. Porém, tal microestrutura pode ser obtida por tratamentos térmicos na região intercrítica, entre Ac3 e Ac1, desde amostras solidificadas rapidamente. Dependendo da temperatura de recozimento a fração de volume da fase ferrita e da fase austenita podem variar. Para obter martensita é necessário um resfriamento rápido em água para que a austenita da região intercrítica se transforme em martensita. De acordo com (a) Demeri [15] essa técnica é a mais simples para obter uma estrutura de fase dupla; ferrita-α e martensita-α, sugerindo, ainda que existam outras técnicas comerciais para obter o aço dupla fase, como por ciclos de laminação convencional a quente e por recozimento intercrítico de chapas laminadas a quente ou a frio. A obtenção de 6586

9 fase dupla no presente trabalho esta associada à técnica de tratamento térmico e à composição química usada, que esta dentro dos limites de ligas DP-780 encontradas na literatura [13-15]. Na figura 6a e 6b, são observadas as microdurezas Vickers de amostras solidificadas rapidamente, de amostras tratadas termicamente e de amostras como recebidas. Nas amostras solidificadas rapidamente em molde de cobre com forma de cilindros escalonados com diâmetros de 2, 4, 6, 8 e 10 mm (Fig. 6a) se observa valores médios de micro dureza Vickers de 416; 405; 389; 378 e 365 HV, respectivamente. Sugere-se que à medida que aumenta o diâmetro da amostra a dureza sofre uma queda, devido a que amostras de menor diâmetro exibem maior fração de martensita. Já as amostras de maior diâmetro exibem menor fração de volume da austenita retida. Os valores de dureza das amostras solidificadas em molde de cobre (Fig. 6b) são maiores que do aço DP-780 como recebido (310 HV) e do aço SAE 1015 (170 HV). As maiores durezas nas amostras que solidificam rapidamente (amostras DP-780 como preparadas) esta associada à ausência quase total da fase ferrita e à alta fração de martensita. A micro dureza das amostras recozidas em 760 e 800 o C (Fig. 6b), também é maior que da amostra DP-780 como recebida. Nesse caso, essa diferença pode estar associada a diferenças na composição química e à técnica de obter a dupla fase. (a) (b) Figura 6. Micro dureza Vickers em amostras; (a) como preparada DP780 em diferentes diâmetros; 2, 4, 6, 8 e 10 mm, e, (b) tratadas termicamente em 850, 800, e, 760 o C, e, em amostras como recebidas; aço SAE 1015 e aço DP

10 Na tabela 3, é apresentado o limite de escoamento (YS) compressivo e máxima resistência à tração (UTC) da amostra como recebida e o limite de escoamento compressivo para as amostras solidificadas rapidamente e de amostras tratadas termicamente. Observa-se, que o limite de escoamento e a máxima resistência à tração da amostra como recebida se encontra em concordância com a literatura e com os dados da tabela 1. Observa-se, também, que o limite de escoamento compressivo, tanto das amostras solidificadas rapidamente e das amostras tratadas termicamente são maiores que do aço DP-780 como recebido. Em ambos os casos, o maior valor de limite de escoamento pode ter sido melhorado em até 100%, assim como da microdureza que esta associada à maior fração de volume da fase martensita em amostras de menor diâmetro e da amostra recozida em 800 o C resfriada em água. Tabela 2. Propriedades Mecânicas do aço DP780 como recebido e como preparado. Amostra Tração Propriedade Mecânica Compressão YS (MPa) UTS (MPa) YS (MPa) UCS (MPa) DP780 como recebido DP780 como preparado 2 mm de diâmetro mm de diâmetro mm de diâmetro mm de diâmetro 1125 DP780 recozido 800 o C / água 1460 DP780 recozido 760 o C / água 1280 DP780 recozido 850 o C / ar CONCLUSÕES O presente trabalho permite concluir que aço de fase dupla (DP) pode ser obtido por fusão a arco a partir de aços de baixo carbono, neste caso do aço SAE 1015 com adição adequada de teores de Si, Mn e Cr. A obtenção de fase dupla foi obtida por tratamento térmico na região intercrítica dentro do intervalo, Ac3 e Ac1, desde amostras solidificadas rapidamente (como preparada), porém, com microestrutura grosseira especialmente da fase ferrita. 6588

11 As propriedades mecânicas, limite de escoamento compressivo e micro dureza foram maiores que da amostra DP-780 como recebida, devido à maior fração de volume da fase metaestável martensita. Neste caso, a martensita dura obstaculiza o deslocamento de discordâncias, induzindo a um aumento no nível de tensão da amostra como preparada. 5.0 AGRADECIMENTOS Os autores agradecem à Central de Multiusuários (UFABC) pelo apoio experimental, e, ao Laboratório da Engenharia de Materiais (UFABC). 6.0 REFERÊNCIAS [1] AHSS Guidelines em [2] OLIVER, S., JONES, T. B., FOULARIS, G., Dual phase versus TRIP Strip steels: Microstructural changes as a consequence of quase-statics and dynamic tensile testing, Materials Characterization, v.58, p , Jul [3] RASHID M. S., GM 980X - Potential Applications and Review, [4] GORNI A. A., Aços Ferríticos com alta resistência mecânica e boa conformabilidade, no. 5, pp. 1 16, [5] FONSTEIN N., Advanced High Strength Sheet Steels: Physical Metallurgy, Design, Processing, and Properties. East Chicago: Springer, [6] KUZIAK R., KAWALLA R., AND WAENGLER S., Advanced high strength steels for automotive industry, Arch. Civ. Mech. Eng., vol. 8, no. 2, pp , [7] DEMERI M. Y., Advanced high-strength steels: science, technology, and applications [8] TRIVEÑO RIOS C., PENNA R. S., BOTTA F. W. J., KIMINAMI S. C., BOLFARINI C., Solidificação Rápida de Ligas do Sistema Al-Si-Cu, Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciência do Materiais, CBECIMAT, Natal, 2002, [9] RAFAEL R. S., ArcelorMittal Aços Planos, Relatório Estagio Curricular da Engenharia de Matérias, CTC, Universidade Federal de Santa Catarina, [10] MARRA, K. M.; TAISS, E. J.; MIYAMURA, R. T. Aços Dual-Phase na construção automotiva e implementos rodoviários. Ipatinga/ MG: Usiminas, [11] MACHADO, F. A. Influência do grau de deformação e do tratamento de "bake hardening" na propagação de trinca por fadiga em dois aços bifásicos usados em rodas automobilísticas p. Dissertação (Mestrado em Engenharia de Materiais) Universidade Federal de Ouro Preto, Ouro Preto,

12 [12] MARRA, K. M. Aços Dual-Phase da Usiminas: características e potencial de aplicação em veículos automotores. 2º Workshop - Inovações para o desenvolvimento de aços de elevado valor agregado - Foco indústria automotiva, Santos/ SP, [13] [14] (Data sheet file pdf KB, aceros de fase doble) [15] DEMERI M. Y., Advanced high-strength steels: science, technology, and applications. ASM International; [16] BRANDON D.; KAPLAN W. D. Microstructural Characterization of Materials. 2. ed. Wiltshire: John Wiley & Sons, Ltd, [17] [18] CHARACTERIZATION AND SYNTHESIS OF DP780 DUAL-PHASE STEEL FROM LOW CARBON STEEL AND SOLIDIFIED IN COPPER MOULD Abstract: The objective of the present work is to obtain a DP780 dual-phase steel by melting and solidifying in copper mould and its microstructural and mechanical comparison with a DP780 steel in the condition as received. The steel with DP780 composition was obtained using a low carbon steel, SAE 1015 with additions of manganese, silicon and chromium, which were melted in an arc vacuum melting furnace. After obtaining the ingots in cylindrical form in copper molud, the microstructure of the obtained steel consists of a refined microstructure of martensite, bainite and retained austenite, which is different from the DP780 steel as received. The dual-phase steel (martensite and ferrite) was obtained by heat treatment. The mechanical properties were characterized by Vickers microhardness measurements and compression tests. The results show that the Vickers microhardness of the sample received is HV. This value is less than 25 to 35% for samples obtained with 2 and 6 mm in diameter. Keywords: Advanced steels, Dual-phase steels, Mechanical properties. 6590