MUDANÇAS MICROESTRUTURAIS PRODUZIDAS POR UM TRATAMENTO TERMOMECÂNICO A MORNO EM DOIS AÇOS COM APLICAÇÃO AUTOMOTIVA W. A.

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1 MUDANÇAS MICROESTRUTURAIS PRODUZIDAS POR UM TRATAMENTO TERMOMECÂNICO A MORNO EM DOIS AÇOS COM APLICAÇÃO AUTOMOTIVA W. A. Hormaza, wilsonhormaza@gmail.com 1 C. A. Oliveira, carlos.a@ufsc.br 1 G.M. Castro Güiza, gm.castro72@gmail.com 1 1 Departamento de Engenharia Mecânica, UFSC, Centro Tecnológico Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais Campus Universitário Bloco A do Depto. de EMC C.x. Postal 476 CEP.: Florianópolis SC Código do resumo: COF Resumo: A indústria automobilística é um dos maiores mercados para o aço do mundo e, pela sua importância, tem promovido inúmeros desenvolvimentos nos últimos anos. Igualmente, destaca-se o acréscimo das propriedades mecânicas dos aços de baixo e médio carbono produzido pela precipitação de carbonetos, nitretos e carbonitretos e pelo refinamento de grão. Para ativar estes dois mecanismos de endurecimento, têm-se estudado diversos processamentos termomecânicos, onde a interação da deformação plástica e do tratamento térmico permite obter uma microestrutura predeterminada. Nesse contexto, o objetivo deste trabalho é estudar a evolução microestrutural de dois aços, baixo carbono (C-Mn) e microligado, submetidos a um tratamento termomecânico a morno. Inicialmente, as amostras foram aquecidas a 550 C, deformadas através de forjamento (deformações de ; e ) e resfriadas em água. Em seguida foram recozidas na região subcrítica por tempos de 1 a 10 minutos e resfriadas em água. A evolução microestrutural e o comportamento mecânico foram avaliados através de microscopia óptica (MO), eletrônica de varredura e de transmissão (MEV-MET) e testes de dureza. Após estes ensaios, é possível concluir que o tratamento termomecânico é eficaz na redução do tamanho de grão dos dois aços. Este refinamento pôde ser associado à recristalização da ferrita. Palavras-chave: recristalização, refino de grão, processamento termomecânico a morno, aço carbono, aço microligado. 1. INTRODUÇÃO A indústria automobilística têm sido impulsada a modificar as formas e projetos de fabricação de veículos para cumprir com as novas demandas de tipo energético, econômico e de segurança impostas sob eles. Para responder a estas necessidades, múltiplos desenvolvimentos em materiais e tecnologias de conformado têm sido realizados (Takechi, 1995). Um destes é a introdução de aços de alta resistência mecânica e baixo custo de fabricação, cujas propriedades estão baseadas em duas características principais: a adição de pequenas quantidades de elementos de liga com forte afinidade pelo carbono e/ou o nitrogênio, e o uso de processos de conformação mecânica altamente controlados. Desta forma, a interação dos efeitos destes dois fatores permite obter uma microestrutura pré-determinada, através da precipitação e do refinamento dos grãos. (Songa et. al., 2006) Um dos processos de conformado mais promissórios na obtenção de microestruturas pré-determinadas são os tratamentos termomecânicos. Estes associam os efeitos da deformação plástica e do tratamento térmico com o propósito de controlar as cinéticas de nucleação e crescimento de grão (Maki, 2007). Portanto, procura-se um refinamento das microestruturas para atingir aumentos na resistência mecânica, resistência à fadiga e tenacidade dos produtos semiacabados. Assim, visando aperfeiçoar este refinamento de grão, empregam-se tratamentos termomecânicos a morno que, além de incrementar as propriedades mecânicas, também permitem obter uma maior estabilidade dimensional nas peças conformadas. Embora os tratamentos termomecânicos a morno permitam conferir ao material umas propriedades altamente desejáveis, estes processos requerem de um maior conhecimento dos processos de conformação e do comportamento dos materiais envolvidos. Isto é devido a que eles produzem maiores esforços mecânicos nas ferramentas, e por causa deles serem feitos em microestruturas instáveis (Narayana et. al., 2005). Deste modo, um conhecimento mais profundo dos fenômenos de endurecimento, recuperação, recristalização e crescimento de grão é de fundamental importância tanto para conformar corretamente estes materiais como também para controlar suas microestruturas e otimizar suas

2 propriedades. Neste contexto, este trabalho propõe-se estudar a evolução microestrutural de um aço baixo carbono (C- Mn) e um aço microligado (HSLA) quando submetidos ao efeito de um tratamento termomecânico a morno. 2. MATERIAIS E MÉTODOS Dois aços produzidos em escala comercial pela empresa Arcelor Mittal Vega Brasil foram utilizados neste estudo: um aço de baixo carbono ao manganês (C-Mn) e um aço microligado (baixa liga e alta resistência, HSLA). Estes foram recebidos na forma de chapas, cujas dimensões foram de 300 mm de largura, 400 mm de comprimento e 4 mm de espessura; e cuja composição química encontra-se na Tab. (1). A partir destas chapas foram obtidos corpos de prova (CV) triangulares de 20 mm de aresta, os quais foram submetidos ao tratamento termomecânico. Aço Tabela 1. Composição química (% peso) dos aços C-Mn e HSLA Composição Química (%peso) C Mn Si P S Al N Nb Ti C-Mn 0,0308 0,2140 0,0040 0,0060 0,0034 0,0370 0, HSLA 0,0427 0,2730 0,0190 0,0120 0,0051 0,0500 0,0030 0, O tratamento termomecânico consistiu em duas etapas. Na primeira, os CV foram aquecidos a 550 C por dez minutos num forno tipo mufla, logo foram deformados com uma prensa de fricção de 150 Ton atingindo três reduções de altura diferentes (, e ) e, finalmente, foram resfriados em agua. Na segunda etapa, os CV foram recozidos a 550 C durante três tempos diferentes (t a : 1, 5 e 10 min) e após disso, eles foram resfriados em água até temperatura ambiente (Fig (1)). Figura 1. Diagrama esquemático do tratamento termomecânico aplicado aos CV. Com o propósito de evidenciar as mudanças produzidas pelo tratamento termomecânico descrito, a microestrutura e as propriedades mecânicas dos corpos de prova foram determinadas antes e depois do tratamento a morno. Por um lado, a caracterização microestrutural foi realizada mediante três técnicas experimentais: microscopia ótica (MO), utilizando um microscópio ótico Olympus BX60M; microscopia eletrônica de varredura (MEV), empregando um microscópio eletrônico de varredura Jeol JSM 6390LV, com uma microsonda de energia dispersiva (EDS); e microscopia eletrônica de transmissão (MET), usando um microscópio JEM-1011 TEM. Finalmente, o tamanho de grão (TG) das amostras foi determinado através do método de interceptos lineares médio, utilizando um analisador de imagens, Analysis Five. Os resultados obtidos foram processados estatisticamente utilizando um nível de confiança de 95%. Ao mesmo tempo, as propriedades mecânicas dos aços foram caracterizadas por medio de dois ensaios de dureza: (i) Rockwell B, realizado na superfície das chapas dos aços estudados no estado como recebido e (ii) Vickers (carga de penetração de 2 kg), realizado sobre as amostras metalográficas obtidas do material base, assim como dos CV submetidos ao tratamento termomecânico. Nos dois casos, os resultados apresentados são a média de sete medições individuais por amostra.

3 3. RESULTADOS E DISCUSSÃO 3.1. Material Base O aço C-Mn apresentou, na condição como recebido, uma microestrutura homogênea, composta preponderantemente de ferrita equiaxial com um tamanho de grão de 16±1 μm. Assim mesmo observaram-se filmes de cementita precipitados nos contornos dos grãos ferríticos (Fig. (2) e Fig. (3)). Adicionalmente, as propriedades mecânicas do aço C-Mn são reportadas na Tab (2). Por outro lado, as chapas de aço HSLA apresentaram uma microestrutura composta por finos grãos ferríticos (poligonais, com um tamanho médio de 8,0 ±. 0,6 μm) e esparsas colônias de perlita (Fig. (4) e Fig. (5)). Ao mesmo tempo, foram observados (i) finos precipitados que nucleiam preferencialmente nos contornos de grão e (ii) fina dispersão de precipitados na matriz. Além disso, as propriedades mecânicas do aço HSLA são mostradas na Tab (2). Uma vez analisadas as microestruturas e propriedades mecânicas, pôde-se afirmar que estas são compatíveis com as observadas em aços de composição e tratamentos termomecânicos similares. Figura 2. Ferrita equiaxial observada no aço C-Mn, com TG médio foi 16 µm. Figura 3. Detalhe da morfologia dos grãos no aço C- Mn Figura 4. Aço HSLA apresentando matriz ferrítica com TG médio de 8 µm Figura 5. Detalhe das ilhas de perlita encontradas no aço HSLA Aço Tabela 2. Dureza dos aços na condição inicial Dureza Rockwell (HRB) Dureza Vickers (HV 2 ) Longitudinal Transversal C-Mn 54±0,7 96±1 94±1 HSLA 65±0,8 117±0,5 118±0,7

4 3.2. Tratamento Termomecânico com Recozimento Subcrítico O tratamento termomecânico a morno realizado para estes aços (independente do percentual de deformação) mostrou durante os primeiros instantes do processamento características típicas de uma microestrutura encruada, tais como grãos alongados e bandas de deformação no interior dos grãos ferritícos (Fig. (6) até Fig. (9)). Figura 6. Grãos alongados no aço C-Mn Figura 7. Bandas de deformação encontradas no interior dos grãos do aço C-Mn Figura 8. Microestrutura alongada no aço HSLA Figura 9. Bandas de deformação encontradas ao interior dos grãos do aço HSLA Ao acrescentar o tempo de recozimento e/ou percentual de deformação das amostras dos aços, observa-se um maior grau de recristalização (Tab (3), Tab (4), Fig. (10) e Fig (11)). Assim, esta recristalização mostrou a formação de finos grãos e subgrãos poligonais de ferrita e, ao mesmo tempo, encontrou-se a presença de discordâncias arranjadas tanto nos contornos quanto no interior dos novos grãos (Fig (12) até Fig (15)). Porém, a importância relativa destes fenômenos foi diferente nos dois aços. Portanto, no aço C-Mn observa-se um alinhamento dos grãos na forma de bandas (Fig. (13)), enquanto no aço HSLA as discordâncias tendem-se a distribuir na forma de uma subestrutura no interior dos subgrãos (Fig (15)). Nestes aços também foram encontrados dois tipos de precipitados: (i) finos e uniformemente distribuídos na matriz, e (ii) agrupados preferencialmente nos contornos de grão (Fig. (16) até Fig (19)). Estes precipitados foram coalescendo preferencialmente nos contornos de grão e subgrão e nas bandas de deformação, à medida que aumenta o tempo de recozimento.

5 Figura 10. Grãos finos de ferrita recristalizada observados no aço C-Mn Figura 11. Grãos ferríticos parcialmente recristalizados no aço HSLA Tabela 3. Evolução das propriedades do aço C-Mn ao longo do tratamento termomecânico Condição Tempo de recozimento Tamanho de grão Dureza (min) (μm) (HV) M. Inicial 0 16± ,7 219 Baixo Baixo 10 4,5 143 Baixo Deformação a morno (550 C) Grau de recristalização 1 5,4 153 Baixo 5 5,8 124 Médio 10 6,2 138 Médio 1 6,4 149 Baixo 5 6,9 208 Médio 10 6,7 182 Alto Tabela 4. Evolução das propriedades do aço HSLA ao longo do tratamento termomecânico Condição Tempo de recozimento Tamanho de grão Dureza (min) (μm) (HV) M. Inicial 0 8,0 ± 0, ,6 ± 0,3 256 Médio 5 4,9 ± 0,5 244 Baixo 10 5,0 ± 0,5 252 Baixo Deformação a morno (550 C) Grau de recristalização 1 3,9 ± 0,4 257 Médio 5 4,5 ± 0,5 249 Médio 10 4,2 ± 0,4 243 Alto 1 4,1 ± 0,2 258 Médio 5 4,3 ± 0,4 244 Alto 10 3,5 ± 0,3 248 Alto Ao relacionar o processo termomecânico com o fenômeno de recristalização destes aços, nota-se que durante a deformação a morno aparecem algumas características próprias de materiais encruados, dentro das quais encontram-se os grãos alongados e as bandas de deformação no interior dos grãos de ferrita. Nestas bandas de deformação, produzidas pelas heterogeneidades da deformação plástica na microestrutura, cria-se um complexo arranjo de inúmeros defeitos e uma importante desorientação cristalográfica que favorecem uma rápida nucleação de novos grãos recristalizados (Maki, 2007, Okitsu et. al., 2009). Deste jeito, a formação de novos grãos pode ocorrer de forma simultânea com o encruamento do material. Em relação com a taxa de recristalização destes materiais, observou-se que o aço microligado apresenta uma recristalização mais rápida devido a que o material possui inicialmente um grão fino. Portanto, pode armazenar uma maior energia quando é submetido a (i) processos de deformação e (ii) refino de grão devido aos elementos microligantes, (Fig. (20) e Fig. (21)).

6 Figura 12. Discordâncias arranjadas nos contornos dos subgrãos no aço C-Mn. Figura 13. Grãos recristalizados em forma de bandas, gerados pelos arranjos de discordâncias no aço C- Mn. Figura 14. Grãos recristalizados no aço HSLA Figura 15. Subestrutura gerada pelos arranjos de discordâncias ao interior dos grãos no aço HSLA Figura 16. Precipitados observados no aço C-Mn Figura 17. Coalescência de precipitados nos sítios de alta energia durante o recozimento do aço C-Mn Analisando a relação da presença de precipitados com a recristalização, observa-se que os precipitados finos e dispersos, encontrados na matriz do material inicial, coalescem nos contornos de grão e subgrão. Assim, estes precipitados agem como barreiras para a movimentação das discordâncias, segurando os contornos de grão e evitando o

7 crescimento da matriz ferrítica (Hodgson et. al., 1999, Nagai, 2001, Songa et. al., 2005). Esta precipitação foi mais intensa no aço HSLA do que no aço C-Mn. Relacionando a dureza dos aços C-Mn e microligado, observa-se um aumento significativo após o tratamento termomecânico a morno, passando de 94 HV para 162 HV e de 118 HV para 250 HV, respectivamente (Fig. (22) e Fig. (23)). Este aumento da dureza é apresentado pelos materiais, após a deformação, pelo encruamento da matriz e pela ativação de outros mecanismos de endurecimento como a precipitação de carbonetos e o ancoramento dos contornos de grão. Finalmente, ao comparar-se o comportamento destes aços, encontrou-se que o aço C-Mn apresenta uma tendência a estabilizar a dureza final para maiores tempos de recozimento subcrítico devido á ocorrência de uma recuperação. Por outro lado, o aço microligado mostrou uma recuperação mais lenta por causa da precipitação de carbonetos, que dificultam a movimentação das discordâncias e induzem uma maior dureza no material. Assim, quanto menor e mais numerosas forem estas partículas, maior será a dureza final deste aço. Figura 18. Finos precipitados observados no aço HSLA Figura 19. Precipitados coalescidos durante o recozimento do aço HSLA Tamanho de grão (mm) 9,0 7,5 6,0 4, Tempo (seg) Tamanho de grão (mm) 6,0 5,5 5,0 4,5 4,0 3,5 3, Tempo (seg) Figura 20. Efeito do recozimento no tamanho de grão do aço C-Mn Figura 21. Efeito do recozimento no tamanho de grão do aço HSLA 4. CONCLUSÕES A evolução microestrutural dos aços C-Mn e HSLA após o tratamento termomecânico a morno apresentam características típicas de materiais encruados (grãos alongados e bandas de deformação). No entanto, estas bandas atuam como sítios preferenciais de nucleação de novos grãos, ao apresentar uma maior densidade de defeitos cristalográficos. Assim, a recristalização ocorrera mais rapidamente no aço HSLA devido a seu menor tamanho de grão, que favorece o armazenamento de energia durante a deformação. Por outro lado, inúmeros precipitados finos foram encontrados em ambos os aços durante o recozimento subcrítico. Estes coalescem preferencialmente nos contornos de grão e subgrão durante o recozimento, e impedem o crescimento da matriz ferrítica através do ancoramento de tais contornos.

8 Dureza HV Tempo (seg) Figura 22. Mudança de dureza durante o recozimento do aço C-Mn Dureza HV Tempo (seg) Figura 23. Mudança da dureza durante o recozimento do aço HSLA Finalmente, o processamento termomecânico mostrou-se adequado para a obtenção de grãos finos (aço C-Mn, entre 4 e 8μm e aço HSLA, entre 3 e 5μm) e por outro lado a resistência mecânica (dureza) aumentou (aço C-Mn 162 HV e aço HSLA 250 HV em média), como resultado de uma combinação de fatores entre o refino de grão, encruamento e formação de carbonetos. 5. AGRADECIMENTOS Os autores agradecem a colaboração e apoio do Laboratório Central de Microscopia Eletrônica da Universidade Federal de Santa Catarina (LCME-UFSC) pelas análises por microscopia eletrônica de varredura e microscopia eletrônica de transmissão, assim como ao programa CAPES-REUNI pela bolsa de pós doutorado. 6. REFERÊNCIAS Hodgson, P.; Hickson, M.; Gibbs, R, Ultrafine ferrite in low carbon steel, Scripta Materialia, v40, p Maki, T, Role of Heavy deformation in thermomechanical processing on the formation of ultrafine-grained structure in steels, Materials Science Forum, Vol 558, p Nagai, K, Ultrafine-grained Ferrite Steel with Dispersed Cementite Particles, Journal of Materials Processing Technology, Vol. 117, p Narayana, S. V.; Torizuka, S.; Nagai, K.; Kita, T.; Kogo, T, Dynamic recrystallization of ferrite during warm deformation of ultrafine grained ultra low carbon steel. Scripta Materialia, v53, p Okitsu, Y.; Takatab, N.; Tsuji, N. A, New route to fabricate ultrafine-grained structures in carbon steels without severe plastic deformation. Scripta Materialia, v60, p Songa, R.; Ponge, D.; Raabe, D.; Kaspar, R, Microstructure and crystallographic texture of an ultrafine grained C Mn steel and their evolution during warm deformation and annealing. Acta Materialia, v53, p Songa, R.; Ponge, D.; Raabe, D.; Speer, J.; Matlock, D, Overview of processing, microstructure and mechanical properties of ultrafine grained bcc steels. Materials Science and Engineering A, v.441, p Takechi, H, HSLA Steels for Automobile. Proceedings of the International Conference on HSLA Steels, ASM International, Vol.1 p , DIREITOS AUTORAIS Os autores são os únicos responsáveis pelo conteúdo do material impresso incluído no seu trabalho.

9 MICROSTRUCTURAL CHANGES PRODUCED BY WARM WORKING IN TWO AUTOMOTIVE STEELS W. A. Hormaza, 1 C. A. Oliveira, 1 G.M. Castro Güiza, 1 1 Departamento de Engenharia Mecânica, UFSC, Centro Tecnológico Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais Campus Universitário Bloco A do Depto. de EMC C.x. Postal 476 CEP.: Florianópolis SC Abstract: The automotive industry is one of the largest markets for steel in the world and, due to its relevance; it has promoted several developments during the last few years. One of these is the rising of the mechanical properties of low and medium carbon steels through the precipitation of carbides, nitrides, and carbonitrides; and by means of grain refinement. In order to activate these mechanisms, there have been tested several thermomechanical treatments that combine the effects of plastic deformation and heat treatment in order to achieve a predetermined microstructure. Therefore, this work is aimed to study the microstructural evolution of a low-carbon steel (C-Mn) and a microalloyed steel subjected to warm working. Initially, the different samples were heated to 550 C, deformed by forging (deformation, and ) and water cooled. Then, they were annealed in the subcritical region for times ranging from 1 to 10 minutes and water cooled again. The microstructural evolution and the mechanical behaviour were evaluated by optical microscopy (OM), scanning electron microscopy (SEM), transmission electron microscopy (TEM), and hardness testing. The thermomechanical treatment was considered to be effective due to the several degrees of grain refinement that were obtained through ferrite recrystallization. Keywords: Recrystallization, grain refinement, warm thermomechanical process, carbon steel, HSLA steel. AUTHORS RIGHTS The authors are the only ones responsible for the contents of the printed material within this study.