UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

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1 UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS OBTENÇÃO DE GRÃOS FERRÍTICOS ULTRAFINOS EM AÇOS BAIXO-CARBONO ATRAVÉS DO PROCESSAMENTO SUBCRÍTICO Otavio villar da silva neto São Carlos 2006

2 UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS OBTENÇÃO DE GRÃOS FERRÍTICOS ULTRAFINOS EM AÇOS BAIXO-CARBONO ATRAVÉS DO PROCESSAMENTO SUBCRÍTICO Otavio villar da silva neto Tese apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais, como requisito parcial à obtenção do título de DOUTOR EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS Orientador: Prof. Dr. Oscar Balancin Agência Financiadora: CAPES São Carlos 2006

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6 DEDICATÓRIA Dedico esta tese a Meus Pais e à minha amada Adelaide VITAE DO CANDIDATO Mestre em Engenharia Mecânica pelo Programa de Pós-Graduação em Engenharia Mecânica da Faculdade de Engenharia de Ilha Solteira, Universidade Estadual Paulista Júlio de Mesquita Filho, Ilha Solteira (2001) Engenheiro Mecânico Pleno pela Faculdade de Engenharia de Ilha Solteira, Universidade Estadual Paulista Júlio de Mesquita Filho, Ilha Solteira (1998)

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8 i MEMBROS DA BANCA EXAMINADORA DA TESE DE DOUTORADO DE OTAVIO VILLAR DA SILVA NETO APRESENTADA AO PROGRAMA DE PÓS-GRADUÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS, DA UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS, EM 17 DE MARÇO DE 2006 BANCA EXAMINADORA: Prof. Dr. OSCAR BALANCIN Orientador PPG-CEM - DEMa - UFSCar Prof. Dr. ALBERTO MOREIRA JORGE JR PPG-CEM - DEMa - UFSCar Prof. Dr. LEVI DE OLIVEIRA BUENO PPG-CEM - DEMa - UFSCar Prof. Dr. RUÍS CAMARGO TOKIMATSU DEM FEIS/UNESP Prof. Dr. JUNO GALLEGO DEM FEIS/UNESP

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10 iii AGRADECIMENTOS Institucionais À CAPES pela concessão de bolsa de mestrado. Ao PPG-CEM/DEMa pelo suporte institucional e financeiro. Ao DEMa/UFSCar e ao Departamento de Materiais da EESC-USP pelos laboratórios e equipamentos utilizados. Pessoais Ao Prof. Oscar Balancin pela orientação e, sobretudo pela oportunidade de trabalhar ao seu lado. Ao Prof. Alberto M. Jorge Jr. pela amizade, estímulo e por seu exímio conhecimento em microscopia transmitidos durante o período deste trabalho. Aos amigos que integraram o grupo envolvido neste trabalho: Luís H. Guedes, Ayres, Marcelo Napolião, Célia, Douglas, Rafael, Enrico Giordani. Ao técnico do DEMa/UFSCar, Rover Belo, por sua imensa ajuda no andamento dos ensaios e pelo clima amical que sempre convivemos. Aos amigos, Maria Helena e Militão, que sempre tiveram prestimosa ajuda para com o andamento deste trabalho. A todos os amigos que conviveram comigo durante a realização deste trabalho. Em especial aos inseparáveis Anne e Suel. Ao amigo Alessandro Guaraná, por mais uma jornada de imenso companheirismo, incentivo e obsequiosidade. À minha família: Hamilto, Aparecida, Celestiany, Hamilto Filho, Ana Beatriz e Marcel pelo apoio, incentivo e compreensão. Por tudo que representa para minha vida, agradeço a minha amada Adelaide.

11 iv RESUMO Uma forma promissora para aumentar simultaneamente a resistência e a tenacidade dos aços sem alterar a composição química é o refinamento da microestrutura, em especial, se o tamanho médio dos grãos ferríticos de aços comuns puderem ser reduzidos a tamanhos próximos a 1μm. Tais níveis de refinamento têm sido obtidos com a aplicação de grandes deformações, recristalização dinâmica e transformação de fase dinâmica induzida por deformação, isoladamente, ou com a atuação combinada desses eventos. O objetivo deste trabalho foi investigar o refino de grão em um aço baixo carbono; impondo deformações a morno em amostras com partículas de cementita dispersas em uma matriz ferrítica, conduzindo à formação de ferrita ultrafina durante o processamento do aço. A recristalização dinâmica refina a microestrutura e partículas finamente dispersas ancoram os contornos de grãos. A microestrutura inicial foi obtida com a formação de cementita globular através de tratamentos térmicos de têmpera e revenimento. Os materiais foram deformados por meio de ensaios de torção a quente. Para caracterizar a evolução microestrutural durante a deformação, foram realizados ensaios com a interrupção da deformação em níveis pré-determinados. Desses corpos de prova, foram preparadas amostras para observações microestruturais através de microscopias ótica e eletrônica. Foram medidos os tamanhos médios dos grãos/subgrãos e através da técnica EBSD (Electron Backscattering Diffraction) foi possível obter dados relativos à desorientação entre grãos e/ou subgrãos. As microestruturas finais mostraram-se recristalizadas e compostas por grãos ferríticos ultrafinos, apresentando tamanho médio próximo a 1,0 μm. Três fenômenos surgiram como possíveis responsáveis pela obtenção de grãos ferríticos ultrafinos: o processo de amaciamento dinâmico da ferríta - recristalização dinâmica contínua, a quebra e rotação de contornos existentes na microestrutura de partida, e a presença de partículas de cementita, as quais interferiram no processo de rotação dos subgrãos e crescimento dos grãos formados.

12 v ULTRAFINE FERRITIC GRAIN STRUCTURE IN LOW CARBON STEEL BY SUBCRITICAL TORSION STRAINING ABSTRACT A promising form of simultaneously increasing the strength and toughness of steels without altering their chemical composition is the refinement of the microstructure, specially, when the average size of the ferritic grains of common steels can be reduced to close sizes to 1 μm. Such refinement levels have been obtained with the application of large levels of deformation, followed by dynamic recrystallization and transformation of the dynamic phase induced by deformation, separately, or in a combined sequence of these events. In this project, the refinement of grain in a low carbon steel is studied, using samples with cementite particles finely dispersed in the ferritic matrix subjected to warm deformations process. The continuous dynamic recrystallization refines the microstructure and particles finely dispersed have showed pinning effect, anchor the grains boundaries. The initial microstructure has been obtained with the formation of globular cementite through thermal treatments of quench and tempering. The materials were deformed in a hot torsion machine. To characterize the microstructural evolution during the deformation, tests were performed with interruption of the deformation in certain pre-determed levels. From these specimens, samples were prepared for microstructural observation through optical and electronic microscopy. The average sizes of the grains/subgrains were measured and using the technique EBSD (Electron Backscattering Diffraction) it was possible to obtain related data to the misorientation among grains and/or subgrains. The final microstructures were shown recrystallized and composed by ultrafine grains, whit close average size to 1 μm. Three phenomena are the possible responsible for the ultrafine grains: the process of ferrite dynamic softening - continuous dynamic recrystallization, the break and rotation of contours of the start microstructure, and the cementite particles, which interfered in the processes of subgrains rotation and formed grains growth.

13 vi PUBLICAÇÕES SILVA NETO, O. V. e BALANCIN, O. Ultrafine Ferrite Obtainment in a Low Carbon Steel at Sub-Critical Temperature Through Hot Torsion Deformation and Tempering, in: 8 th Inter American Congress of Electron Microscopy (Ciasem 2005), La Habana, Cuba, SILVA NETO, O. V. and BALANCIN, O. Formation and Evolution of Ultrafine Ferrite in Low Carbon Steel by Thermomechanical Treatment in Ferrite Domain, in: XX Congresso da Sociedade Brasileira de Microscopia e Microanálise (CSBMM), published in Brazilian Journal of Morphological Sciences, ISSN , Águas de Lindóia, SILVA NETO, O. V.; BALANCIN, O. Deformação a morno no campo subcrítico e refino de grão de um aço 0,16C. In: CONGRESSOS SAM/CONAMET Anais, La Serena, Chile. Novembro, SILVA NETO, O. V.; BALANCIN, O. Ultrafine ferritic grain obtainment through subcritical torsion of a 0.16C steel. In: 3º ENCONTRO DA SOCIEDADE BRASILEIRA DE PESQUISA EM MATERIAIS / IX SIMPÓSIO DE MICROSCOPIA ANALÍTICA E MICROANÁLISE DE MATERIAIS (SBPMAT/MICROMAT 2004). Anais, Foz do Iguaçu-PR. Outubro, SILVA NETO, O. V.; BALANCIN, O. Influência do tempo de recozimento e da deformação no refino de grão ferrítico de um aço baixo carbono. In: JORNADAS SAM/ CONAMET/ SIMPÓSIO MATERIA. Anais, San Carlos de Bariloche, Argentina. Novembro, SILVA NETO, O. V.; BALANCIN, O. Grain ultra-refinement in a low carbon steel at sub-critical temperature through thermomechanical processing. In: XIX CONGRESSO DA SOCIEDADE BRASILEIRA DE

14 vii MICROSCOPIA E MICROANÁLISE (CSBMM). Anais, Caxambu-MG. Setembro, SILVA NETO, O. V.; BALANCIN, O. Effect of carbon content on grain refinement of C-Mn and if steels deformed at warm working temperature. In: EVENTO DE MICROSCOPIA E MICROANÁLISE NO MERCOSUL (SBMM-MICROMAT 2002). Anais, Curitiba-PR. Novembro, 2002.

15 viii SUMÁRIO Pág. BANCA EXAMINADORA... AGRADECIMENTOS... RESUMO... ABSTRACT... PUBLICAÇÕES... SUMÁRIO... ÍNDICE DE TABELAS... ÍNDICE DE FIGURAS... SÍMBOLOS E ABREVIATURAS... 1 INTRODUÇÃO... 2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA Introdução Processamento Termomecânico Tradicional Processamento de Aços para Obtenção Grãos Ultrafinos Processamento com Dispersão de Cementita Esferoidizada Transformação Martensítica Revenimento Revenimento de Esferoidização Mecanismo de Formação de Grãos Ultrafinos com a Precipitação de Cementita Esferoidizada... 3 MATERIAIS E MÉTODOS Materiais Métodos Determinação da Temperatura de Início de Transformação α γ Condicionamento Microestrutural Deformações a Morno - Ensaios de Torção... i iii iv v vi viii x xi xvi

16 ix Análises Microestruturais RESULTADOS Determinação da Temperatura de Início de Transformação α γ Condicionamento Microestrutural Etapa Exploratória - Ensaios de Torção Isotérmicos e Contínuos Etapa Central - Ensaios de Torção Isotérmicos Interrompidos Deformação de um Aço Referência (IF) DISCUSSÃO Quanto à Metodologia Utilizada Condicionamento Microestrutural Ancoramento de Contorno de Grão por Partícula de Cementita Deformação de um Aço Referência (IF) Mecanismos de Refino de Grão em Função da Microestrutura de Partida Microestrutura com Precipitação de Cementita Esferoidizada Microestrutura Metaestável Proveniente da Têmpera CONCLUSÕES SUGESTÕES PARA FUTUROS TRABALHOS REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS

17 x ÍNDICE DE TABELAS Pág. Tabela 3.1 Composições químicas (% em massa) dos aços utilizados Tabela 4.1 Valores de A e1 determinados a partir das técnicas indicadas 50 Tabela 4.2 Aumento de dureza do aço Cosar 60 após têmpera em água Tabela 4.3 Valores de dureza do aço Cosar 60 após diferentes tempos de revenimento a 685 o C Tabela 4.4 Tamanho médio de grão ferrítico (μm) em função da taxa de deformação e do tempo de revenimento Tabela 4.5 Dependência da desorientação (percentagem) em função da taxa de deformação para amostras deformadas após 1 hora de revenimento... 71

18 xi ÍNDICE DE FIGURAS Pág. Figura 2.1 Ilustração esquemática dos quatros estágios do processamento termomecânico e das mudanças microestruturais que ocorrem durante cada um desses estágios [3]... 7 Figura 2.2 Ilustração esquemática da evolução microestrutural ocorrida durante a recristalização dinâmica... 9 Figura 3.1 Geometria dos corpos de prova usados nos ensaios dilatométricos Figura 3.2 Ilustração esquemática do ciclo térmico utilizado nos ensaios dilatométricos Figura 3.3 Corpo de prova usado no ensaio de calorimetria Figura 3.4 Geometria dos corpos de prova [mm] utilizados durante o condicionamento microestrutural Figura 3.5 Representação esquemática da rota de tratamento térmico empregado durante a etapa de condicionamento microestrutural Figura 3.6 Geometria Corpo de prova usado nos ensaios de torção Figura 3.7 Equipamentos de ensaio de torção: (a) Vista geral da máquina de ensaio de torção a quente; (b) forno de radiação infravermelha Figura 3.8 Representação esquemática dos ciclos térmicos utilizados durante os ensaios de torção a morno Figura 3.9 Processamento de imagens para medida do tamanho de grão - (a) fotomicrografia ótica capturada por câmera digital; (b) reconstrução dos contornos de grão após o uso de filtros; (c) mapeamento de grãos por faixa de tamanhos definidos por exemplo, em (c) os grãos em vermelho possuem tamanhos de 0 a 1 μm Figura 3.10 Ilustração esquemática de um sistema de EBSD acoplado ao MEV Figura 4.1 Curva resultante apresentada pelo equipamento de ensaio de

19 xii dilatrometria Figura 4.2 Determinação de A e1 (Cosar 60) pelos métodos da tangente (a) e da derivada (b) a partir da curva resultante do ensaio de dilatometria Figura 4.3 Curvas resultantes dos ensaios de dilatometria do aço Cosar Figura 4.4 Variação da temperatura de transformação de fase com a taxa de aquecimento Figura 4.5 Diagrama do aço Cosar 60 e proporção de fases calculados a partir do Software Thermo-Calc Figura 4.6 Fotomicrografias óticas mostrando a evolução do condicionamento microestrutural (a) microestrutura de partida, (b) amostra temperada e amostras revenidas por: (c) 1 h, (d) 12 h, (e) 24 h, e (f) 48 h Figura 4.7 Fotomicrografias de MEV das amostras temperadas e revenidas por: (a) 12 horas ; (b) 24 horas e (c) 48 horas Figura 4.8 Evolução da dureza com os tratamentos térmicos aplicados Figura 4.9 Curvas de escoamento plástico - ensaios realizados com diferentes tempos de revenimento, a 685 o C, e taxas de deformação Figura 4.10 Dependência da tensão de pico com a taxa de deformação e o tempo de revenimento Figura 4.11 Dependência da deformação na fratura com a taxa de deformação e tempo de revenimento Figura 4.12 Fotomicrografias óticas de amostras deformadas com taxa de 1,0 s -1 após serem revenidas por (a) 1 h, (b) 12 h, (c) 24 h e (d) 48 h.. 62 Figura 4.13 Fotomicrografias eletrônica de varredura de amostras deformadas com taxa de 1,0 s -1 após serem revenidas por (a) 1 h, (b) 12 h, (c) 24 h e (d) 48 h Figura 4.14 Microestruturas da amostra deformada até a fratura após 1. 1 hora de revenimento com ε = 1,0 s - (a) MO; (b, c e d) MEV Figura 4.15 Mapas de EBSD: (a) mapa de orientação em contraste de

20 xiii Euller; (b) contornos de grão; e (c) freqüência de distribuição de ângulos 1 de desorientação 1 hora de revenimento; ε = 1,0 s Figura 4.16 Microestruturas da amostra deformada até a fratura após 1. 1 hora de revenimento com ε = 0,5 s - (a) MO; (b, c e d) MEV Figura 4.17 Mapas de EBSD: (a) mapa de orientação em contraste de Euller; (b) contornos de grão; e (c) freqüência de distribuição de ângulos 1 de desorientação 1 hora de revenimento; ε = 0,5 s Figura 4.18 Microestruturas da amostra deformada até a fratura após 1. 1 hora de revenimento com ε = 0,1 s - (a) MO; (b, c e d) MEV Figura 4.19 Mapas de EBSD: (a) mapa de orientação em contraste de Euller; (b) contornos de grão; e (c) freqüência de distribuição de ângulos 1 de desorientação 1 hora de revenimento; ε = 0,1 s Figura 4.20 Curvas de escoamento das amostras ensaiadas com interrupção da deformação em ε = 1, 0, ε = 2, 0, ε = 3, 0, ε = 4, 0 e ε = 5, Figura 4.21 Fotomicrografias de MEV amostra temperada e revenida (por 1 hora a 685 o C) Figura 4.22 Mapas de EBSD: (a) mapa de orientação em contraste de Euller; (b) contornos de grão; e (c) freqüência de distribuição de ângulos de desorientação 1 hora de revenimento; sem deformação; 685 o C Figura 4.23 Fotomicrografias de MEV - amostras deformadas (com. 1 ε = 0,1 s a 685 C) após revenimento (por 1 hora a 685 C) ε = 1, Figura 4.24 Mapas de EBSD: (a) mapa de orientação em contraste de Euller; (b) contornos de grão; e (c) freqüência de distribuição de ângulos 1 de desorientação 1 hora de revenimento; ε = 1, 0 ; ε = 0,1 s Figura 4.25 Fotomicrografias de MEV - amostras deformadas (com. 1 ε = 0,1 s a 685 C) após revenimento (por 1 hora a 685 C) ε = 2,

21 xiv Figura 4.26 Mapas de EBSD: (a) mapa de orientação em contraste de Euller; (b) contornos de grão; e (c) freqüência de distribuição de ângulos 1 de desorientação 1 hora de revenimento; ε = 2, 0 ; ε = 0,1 s Figura 4.27 Fotomicrografias de MEV - amostras deformadas (com. 1 ε = 0,1 s a 685 C) após revenimento (por 1 hora a 685 C) ε = 3, Figura 4.28 Mapas de EBSD: (a) mapa de orientação em contraste de Euller; (b) contornos de grão; e (c) freqüência de distribuição de ângulos 1 de desorientação 1 hora de revenimento; ε = 3, 0 ; ε = 0,1 s Figura 4.29 Fotomicrografias de MEV - amostras deformadas (com. 1 ε = 0,1 s a 685 C) após revenimento (por 1 hora a 685 C) ε = 4, Figura 4.30 Mapas de EBSD: (a) mapa de orientação em contraste de Euller; (b) contornos de grão; e (c) freqüência de distribuição de ângulos 1 de desorientação 1 hora de revenimento; ε = 4, 0 ; ε = 0,1 s Figura 4.31 Fotomicrografias de MEV - amostras deformadas (com. 1 ε = 0,1 s a 685 C) após revenimento (por 1 hora a 685 C) ε = 5, Figura 4.32 Percentagem de ângulo de desorientação versus quantidade 1 de deformação 1 hora de revenimento; ε = 0,1 s Figura 4.33 Curvas de escoamento plástico dos aços Cosar 60 e IF deformados a 685 o C Figura 4.34 Mapas de EBSD: (a) mapa de orientação em contraste de Euller; (b) contornos de grão; e (c) freqüência de distribuição de ângulos de desorientação aço IF sem deformação Figura 4.35 Mapas de EBSD: (a) mapa de orientação em contraste de Euller; (b) contornos de grão; e (c) freqüência de distribuição de ângulos. 1 de desorientação aço IF; ε = 2, 0 ; ε = 0,1 s ; 685 o C Figura 4.36 Mapas de EBSD: (a) mapa de orientação em contraste de Euller; (b) contornos de grão; e (c) freqüência de distribuição de ângulos....

22 xv. 1 de desorientação aço IF; ε = 5, 0 ; ε = 0,1 s ; 685 o C Figura 4.37 Mapas de EBSD: (a) mapa de orientação em contraste de Euller; (b) contornos de grão; e (c) freqüência de distribuição de ângulos. 1 de desorientação aço IF; ε = 10, 0 ; ε = 0,1 s ; 685 o C Figura 4.38 Mapas de EBSD: (a) mapa de orientação em contraste de Euller; (b) contornos de grão; e (c) freqüência de distribuição de ângulos. 1 de desorientação aço IF; ε = 15, 0 ; ε = 0,1 s ; 685 o C Figura 4.39 Percentagem de ângulo de desorientação versus quantidade. 1 de deformação Aço IF deformado a ε = 0,1 s... 91

23 xvi SÍMBOLOS E ABREVIAÇÕES Maiúsculas 23 A número de Avogrado [ A = 6,02x10 ] A e1 Temperatura de início de transformação de fase [ o C] %A Porcentagem atômica efetiva CCC Estrutura do tipo cúbica de corpo centrado CFC Estrutura do tipo cúbica de face centrada C 3 Concentração de cementita no aço [% em massa] Fe C D FV Tamanho de grão limite [μm] Fração volumétrica HRC Dureza Rockwell C L o M S M f MA NA PA R Comprimento inicial [mm] Temperatura de início de transformação martensítica Temperatura final da transformação martensítica Massa atômica Número de real de átomos da célula unitária Peso atômico Tamanho das partículas [μm] T Temperatura [ o C] V Z o 3 Volume [ A ] Razão entre o maior tamanho de grão e o tamanho de grão médio

24 xvii Minúsculas a b c d d L k m t t rev Parâmetro de rede [ Α o ] Parâmetro de rede [ Α o ] Parâmetro de rede [ Α o ] Diâmetro médio dos grãos [μm] Diferencial de comprimento Extensão do empilhamento de discordâncias nas barreiras [constante] Massa [g] Tempo [min] Tempo de revenimento [min] Letras Gregas γ α ε Austenita Ferrita alfa Deformação ε& Taxa de deformação [s -1 ] σ σ o Tensão de escoamento plástico [MPa] Tensão de atrito que se opõe ao movimento das discordâncias [MPa] π 3,1416 Φ Diâmetro [mm] ρ Densidade [g/cm 3 ]

25 1 INTRODUÇÃO Esta tese de doutoramento foi sintetizada e dividida em capítulos, os quais objetivam explicar de maneira direta e clara os procedimentos adotados e as proposições levantadas no decorrer de seu desenvolvimento. Este primeiro capítulo apresenta resumidamente o conteúdo do presente trabalho. O objetivo deste trabalho foi investigar o refino de grão em aço baixo carbono, impondo deformações a morno em amostras com partículas de cementita finamente dispersas em uma matriz ferrítica, conduzindo à formação de ferrita ultrafina durante o processamento dos aços. Para alcançar este objetivo, foram propostos e realizados ensaios de torção no campo subcrítico em amostras com a microestrutura previamente condicionada. Com isto, o efeito da recristalização dinâmica no refino da microestrutura, e das partículas de cementita, no ancoramento dos contornos de grãos puderam ser estudadas. No capítulo seguinte é descrita uma revisão da literatura relevante para este projeto. Inicialmente, são apresentados os processamentos consagrados em escala industrial, utilizados no refino de grão. Em seguida, são abordados os principais processamentos, em escala laboratorial, utilizados para produção de grãos ultrafinos. A revisão prossegue mostrando a importância da aplicação de grandes deformações plásticas e da combinação de tratamentos térmicos com processamentos mecânicos para a obtenção de grãos ultrafinos. Por fim, este capítulo aborda a obtenção de grãos ultrafinos a partir da dispersão de cementita esferoidizada. Nesta parte final, a transformação martensítica e o revenimento são tratados de forma a contribuir com o entendimento sobre os mecanismos de formação de grãos ultrafinos devido à precipitação de partículas cementita esferoidizada. No Capítulo 3, são descritos os materiais e os procedimentos metodológicos empregados durante o desenvolvimento deste trabalho. O aço estudado neste trabalho é um aço de baixo carbono baixa liga capaz precipitar

26 2 considerável quantidade de esferoidita em sua microestrutura, de forma a oferecer uma microestrutura de partida adequada ao contexto proposto. Com a finalidade de confirmar os resultados com este o aço, um outro aço de ultrabaixo carbono, com microestrutura desprovida de precipitados, foi ensaiado sob as mesmas condições. Por se tratar de processamento subcrítico, a primeira preocupação foi quanto à determinação da temperatura de início de transformação de fase α γ. Uma vez determinada a temperatura de ensaio foram realizados tratamentos térmicos para condicionar a microestrutura a ser deformada. Assim, após o condicionamento microestrutural, o material foi submetido a dois tipos de ensaio de torção a morno: ensaios isotérmicos contínuos - etapa exploratória - e ensaios isotérmicos interrompidos etapa central. A caracterização mecânica dos materiais foi realizada a partir de medidas de dureza e das curvas de escoamento em torção. A análises microestruturais envolveram as técnicas de microscopia ótica e eletrônica de varredura e de EBSD, a partir das quais foram determinados o tamanho de grão e o grau de desorientação entre grãos distinção entre grãos e subgrãos. Os resultados oriundos deste trabalho são apresentados no Capítulo 4. Na etapa de condicionamento da microestrutura inicial, que envolveu os tratamentos de têmpera, revenimento e a usinagem dos corpos de prova, foram obtidos dados de dureza e caracterização microestrutural. Os resultados das etapas exploratória, central e deformação do aço IF, envolvem o comportamento mecânico, a as medidas de tamanho de grão ferrítico e desorientação entre grãos gerados. O Capítulo 5 envolve uma discussão dos resultados apresentados no capítulo anterior. As discussões dos resultados buscam fundamentalmente abordar os fenômenos relacionados à precipitação de cementita, associada a uma microestrutura metaestável, e ao ultra-refino de grão ferrítico. As principais conclusões extraídas deste trabalho estão expressas no Capítulo 6, onde são evidenciados os fenômenos responsáveis pela obtenção de grãos ferríticos ultrafinos em função dos parâmetros utilizados. Por fim, são apresentadas as sugestões para futuras pesquisas nesta área.

27 3 2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 2.1 Introdução É bem conhecido que as ligas de aço com menor custo e maior volume de produção são os aços com baixo carbono e baixa liga. Esses materiais têm uma vasta gama de aplicações, mas sempre limitados a solicitações em que não são exigidos altos níveis de resistência mecânica, resistência ao calor ou a meios químicos agressivos, por exemplo. Também, é bem conhecido que os procedimentos utilizados para adequar esses materiais a solicitações mais drásticas envolvem a adição de elementos de ligas e a aplicação de tratamentos térmicos, como é feito com aços estruturais, aços ferramenta, aços inoxidáveis e demais aços ligados. A adição de elementos de liga exige processos de fabricação com maior densidade tecnológica e eleva o custo desses materiais. Uma outra forma de aumentar a resistência mecânica sem fragilizar as ligas metálicas é o refino da microestrutura. A influência do tamanho médio dos grãos na resistência dos aços é bem conhecida de longa data e pode ser expressa através da equação de Hall-Petch: 1 / 2 σ = σ 0 + kd (2.1) a qual afirma que a tensão de escoamento plástico aumenta conforme o diâmetro médio dos grãos diminui. Contornos de grãos atuam como barreiras ao deslizamento de discordâncias e ao processo de maclagem que operam dentro dos grãos. A redução do tamanho médio dos grãos pode ser promovida de diversas formas durante a elaboração e processamento de materiais metálicos. Durante

28 4 a solidificação, o tamanho médio dos grãos pode ser reduzido aumentando a intensidade de nucleação com a adição de inoculantes no banho líquido instantes antes do vazamento. Durante os tratamentos térmicos, o controle da temperatura, do tempo de reaquecimento e da taxa de resfriamento durante transformações de fases pode reduzir o tamanho médio dos grãos. Durante a laminação ou forjamento a quente, o controle da cinética de recristalização no intervalo entre deformações conduz a decréscimos significativos na granulação de aços. Na segunda metade do século passado, foi descoberta e otimizada uma rota para a fabricação de aços com alta resistência e baixa liga utilizando apenas microadições de elementos de liga. Nos aços microligados, o principal mecanismo de endurecimento é o refino de grão obtido com o controle da interação precipitação/recristalização durante a laminação a quente. A microestrutura final é obtida com o processamento a quente, não havendo necessidade de tratamentos térmicos posteriores. Assim, as propriedades mecânicas de aços conformados a quente têm sido melhoradas nas últimas décadas através do desenvolvimento de tratamentos termomecânicos, como a laminação controlada convencional, que gera produtos finais com grãos ferríticos com tamanhos médios próximos a 5 μm. A equação de Hall-Petch prediz que uma redução no tamanho médio dos grãos ferríticos de 10 para 1 μm levaria a um aumento de 350 MPa na tensão de escoamento. Assim, é de se esperar que esforços estejam sendo feitos para criar novos métodos capazes de produzirem grão ferríticos ultrafinos, particularmente, utilizando a tecnologia disponível atualmente. Recentemente, novas técnicas têm sido criadas e modificações em técnicas tradicionais vêm sendo promovidas visando à obtenção de grãos ultrafinos (em torno de 1 μm), grãos submicrométricos (menores que 1 μm) e materiais nanocristalinos (menores que 100 nm). O grande volume de pesquisas realizadas nas últimas décadas em materiais metálicos tem levado a novas descobertas científicas e conseqüentemente a inovações tecnológicas. Apoiados em fenômenos e

29 5 mecanismos recentemente descobertos, como a formação de subgrão/grão por deformações severas a temperatura ambiente, a transformação dinâmica de fase induzida por deformação, a recristalização dinâmica contínua da ferrita em altas temperaturas, vários pesquisadores têm investigado nos últimos anos a formação de grãos ultrafinos na ferrita em aços carbono baixa-liga. De forma similar aos aços microligados, a microestrutura final deve ser obtida durante o processamento, eliminando tratamentos térmicos posteriores. A obtenção de microestruturas ultrafinas aumentaria significativamente a resistência mecânica desses aços e, assim, expandiria o campo de aplicações dos mesmos. Também, vale notar que o processo de reciclagem desses materiais é mais simples, uma vez que os elementos químicos presentes nas ligas são Fe-C-Mn-Si e algumas impurezas comuns aos aços. Neste tópico, faz-se uma breve descrição do processamento metalúrgico praticado atualmente, dando ênfase aos processos termomecânicos controlados. A seguir são dados alguns exemplos de rotas de processamento que levam à formação de grãos ferríticos ultrafinos e na parte final, faz-se uma breve descrição da transformação e da obtenção de cementita esferoidizada em aços carbono. 2.2 Processamento Termomecânico Tradicional Durante o processamento mecânico a quente, os aços são reaquecidos até altas temperaturas dentro do campo austenítico, deformados em seqüência de passes e resfriados até a temperatura ambiente. No reaquecimento, a austenita nucleia na interface perlita/ferrita ou em contornos de nódulos de perlita e cresce consumindo toda a microestrutura ferrítica-perlítica existente à temperatura ambiente [1]. No campo austenítico, conforme a temperatura é aumentada, os compostos presentes como precipitados tendem à dissolução, e o material se torna totalmente austenítico.

30 6 Havendo a dissolução completa dos precipitados durante o reaquecimento, tem-se o crescimento dos grãos durante o encharque. Assim, o processo de deformação inicia-se com o material completamente austenítico e com grãos grosseiros. A seqüência de deformações imposta muda a forma dos lingotes, tarugos ou placas e altera continuamente a microestrutura do material. Existem duas abordagens usuais para a deformação da austenita: processamento termomecânico convencional e processamento termomecânico controlado [2]. O primeiro, consiste em impor seqüências de passes de deformação visando apenas o controle das mudanças de forma, enquanto o segundo também visa o controle da evolução microestrutural. O processamento termomecânico controlado é largamente utilizado em escala industrial, e pode ser definido como seqüências disciplinadas de deformações a quente, seguidas por resfriamento controlado, visando obter-se microestruturas com características específicas que garantam propriedades apropriadas ao produto semi-acabado [3,4,5]. As características do processamento termomecânico controlado dependem das propriedades almejadas e da composição química do aço. A Figura 2.1 mostra de forma esquemática as possíveis variações microestruturais que ocorrem durante a deformação a quente de aços microligados ao nióbio com baixo carbono. Vê-se nesta figura, que o processamento termomecânico pode ser separado em quatro estágios distintos, conforme a temperatura é decrescida.

31 7 (a) (b) 1250 C ~1150 C 950 C I Região da Recristalização II Região da Não-recristalização (c) Bandas Deformadas Grãos γ Deformados (d) Temperatura Ar 3 Ar 1 III Região ( γ + α) IV Resfriamento acelerado b c d c (AC) d (AC) Grãos α Deformados Resfriado ao Ar Resfriamento Acelerado d c b d (AC) c (AC) Subgrãos Deformação Subgrãos Tempo Figura 2.1 Ilustração esquemática dos quatros estágios do processamento termomecânico e das mudanças microestruturais que ocorrem durante cada um desses estágios [3]. No primeiro estágio, os grãos grosseiros provenientes do reaquecimento são refinados com deformações repetidas. Essas deformações são impostas na região onde se tem a recristalização completa entre passes. O segundo estágio ocorre na região onde a austenita já não se recristaliza completamente devido à presença de precipitados induzidos por deformação [6]. Os grãos observados nesse estágio se apresentam achatados e são criadas bandas de deformação dentro dos grãos. No início do terceiro estágio, a fase ferrítica nucleia nos contornos de grãos e em bandas de deformação. Assim, no terceiro estágio, a deformação ocorre na região de transição de fase. Neste estágio, a austenita continua sendo deformada e ocorre o início da deformação da fase ferrítica. Durante o resfriamento, denominado quarto estágio, uma variedade de microestruturas pode ser obtida, dependendo da taxa de resfriamento e dos estágios nos quais a seqüência de passes foi realizada. Após o primeiro

32 8 estágio de deformação, quando o material é resfriado ao ar, obtêm-se grãos ferríticos com tamanhos relativamente grandes, devido ao crescimento durante o resfriamento. Após o segundo estágio, os grãos são menores. Com resfriamento acelerado obtêm-se grãos mais finos e pode-se observar a presença da subestrutura de discordâncias dentro dos grãos ferríticos deformados no terceiro estágio. Normalmente, no processamento convencional, a seqüência de deformações se restringe ao primeiro estágio, onde a cinética de recristalização é muito rápida. Há a recristalização estática e crescimento de grãos entre deformações, não havendo o acúmulo de deformação de um passe para o seguinte. Usualmente, no processamento convencional, tem-se obtido aços com grãos ferríticos da ordem de 20 a 30 μm, sendo que o tamanho médio mínimo está em torno de 10 μm [7]. O refino de grão ferrítico, nos aços convencionais, pode ser produzido pela laminação controlada por recristalização (LCR), quando as reduções são conduzidas acima da T NR, ou pela laminação controlada convencional (LCC) - empanquecamento da austenita prévia para a transformação γ α - quando a laminação de acabamento é realizada abaixo da T NR. O terceiro tipo de laminação controlada é denominada laminação controlada por recristalização dinâmica (LCRD). Esta laminação é realizada logo no início da recristalização dinâmica, durante a deformação, embora se oponha à recristalização estática durante o tempo de espera, como nos processos de LCR [8]. Nos materiais de moderada e baixa energia de falha de empilhamento, ocorre grande aumento da densidade de discordâncias ao serem deformados a quente; eventualmente diferenças locais de densidades são suficientemente grandes para permitir a nucleação da recristalização durante a deformação [9]. Em processos de trefilação e laminação de tiras a quente, dentre outros, que possuem pequenos tempos de interpasse, a temperatura de laminação é adequadamente baixa, e o tempo para que ocorra a recristalização convencional durante o intervalo entre passes é insuficiente. Assim, a quantidade de deformação é acumulada de um passe para outro. Este acúmulo

33 9 de deformação, associado à ausência de grandes quantidades de precipitação induzida pela deformação devido ao pequeno tempo de interpasse provoca o início da recristalização dinâmica, que envolve a nucleação e crescimento de novos grãos durante a deformação [4]. A ocorrência da recristalização dinâmica pode ser identificada na curva de escoamento plástico. Durante a aplicação de deformações isotérmicas a quente, com altas taxas de deformação, a tensão de escoamento plástico aumenta com a deformação até atingir seu valor máximo. Ao atingir o valor máximo, como um resultado da recristalização dinâmica, a tensão decresce até um valor intermediário entre a tensão de inicio de escoamento plástico e o valor máximo (ou de pico), como pode ser visualizado na Figura 2.2. Baixas taxas de deformação promovem um encruamento logo após o amaciamento, que é produzido pela recristalização, de forma que a curva de escoamento plástico torna-se cíclica com a amplitude decrescendo com o tempo. Figura 2.2 Ilustração esquemática da evolução microestrutural ocorrida durante a recristalização dinâmica.

34 10 Nesta figura, σ o é a tenção inicial aplicada ao material, representam a tenção e a deformação crítica, σ c e ε c σ p e ε p são a tenção e a deformação de pico, σ ss e ε ss indicam o início do estado de estabilização e por fim, σ ss* e ε ss* representam as tenções e as deformações no estado de estabilização. É importante salientar que o controle do tamanho dos grãos austeníticos, realizado durante a laminação controlada por sucessivos processos de deformação e recristalização, exerce grande influência sobre o tamanho de grão ferrítico resultante. Esse efeito dos grãos auteníticos está relacionado com a transformação cinética da ferrita, uma vez que a ferrita nucleia preferencialmente nos contornos de grão austeníticos [10]. Processamentos termomecânicos controlados vêm sendo aplicados com sucesso em todo o mundo industrializado nas últimas décadas, produzindo uma grande variedade de aços alta resistência baixa liga com alto desempenho. Neste tipo de processamento, o refino de grãos é promovido pela: (i) recristalização repetida da austenita; (ii) aumento dos sítios de nucleação da transformação gama alfa com o acúmulo de deformação abaixo da temperatura de não recristalização da austenita; e (iii) aumento da força motriz da transformação gama alfa através de resfriamento acelerado. O tamanho médio mínimo de grãos que tem sido obtido no processamento industrial tem um limite em torno de 4 a 5 μm. Este limite que parece existir de fato no processamento industrial independe da quantidade de deformação imposta na austenita ou da taxa de resfriamento utilizada. Este limite muito provavelmente é imposto pela saturação dos sítios de nucleação nos contornos e dentro dos grãos austeníticos finos [11].

35 Processamento de Aços para Obtenção de Grãos Ultrafinos Da mesma forma que os aços estruturais, aços comuns podem ter a suas aplicações expandidas se suas propriedades puderem ser melhoradas com o refino do tamanho dos grãos sem alterar a composição química. Atualmente, existem duas rotas de processamento estabelecidas em escala de laboratório capazes de refinar grãos até tamanhos ultrafinos e submicrométricos: através de deformações severas e através de processamento termomecânico [12]. (i) Deformação plástica severa A combinação da recristalização dinâmica com a transformação de fase é notoriamente um promissor caminho para a obtenção de tamanhos de grão sub-micrométricos em aços comuns. Em recente trabalho, Kaibyshev [13] aplicou este princípio para refinar a microestrutura de diferentes ligas comerciais; ligas de Ti, aços inoxidáveis e superligas. A grande dificuldade encontrada neste tipo de processamento é conseguir uma microestrutura refinada em toda a extensão da peça, em especial em peças de grandes dimensões. O emprego de grandes deformações aumenta consideravelmente a quantidade de defeitos, que por sua vez propicia um maior número de sítios de nucleação e, conseqüentemente, aumento da taxa de nucleação [14]. Dessa forma, os dois fenômenos são favorecidos. Trabalhando com aço microligado ao Nb, Priestner e Ibraheem [15] constataram a dificuldade de refinar um corpo por toda sua extensão; a partir do processamento termomecânico dos grãos de austenita previamente refinados, conseguiram obter tamanhos de grão menores que 1 μm, no entanto, tal mérito foi atribuído somente à camada superficial (300 μm de profundidade) de suas amostras. Semelhante dificuldade foi verificada em outros trabalhos envolvendo o processo de laminação, nos

36 12 quais os autores conseguiram bons resultados de refino da microestrutura, porém limitados à superfície deformada [16,17]. Uma saída para este tipo de problema consiste no emprego de grandes deformações, de tal forma que toda a estrutura do material seja submetida aos mesmos níveis de carregamento [12]. A principal técnica laboratorial que vem sendo utilizada para a aplicação de deformações severas é a compressão equi-canal angular (Equal-chanel-angular pressing ECAP). O material é forçado a passar através de uma ferramenta que tem dois canais com secções transversais iguais, os quais são conectados com um ângulo variável. Altos níveis de deformação cisalhante podem ser aplicados através de uma seqüência de deformações sem introduzir porosidade residual no material. Esta técnica de refino microestrutural foi inicialmente utilizada na Rússia [18] e posteriormente desenvolvida em vários países [12, 19-21]. Uma série de trabalhos relacionados ao uso desta técnica, para obtenção de grãos ultrafinos foram realizados por Shin e colaboradores [22-27]. Em um destes trabalhos [22], os pesquisadores promoveram o refino microestrutural com sucesso em um aço comercial com 0,15 %C 1,1 %Mn 0,25 %Si através de deformações severas com ECAP em temperaturas na faixa de 200 a 350 C. O aço tinha uma microestrutura inicial composta de 85 % de ferrita com tamanho de grãos da ordem de 30 μm e perlita distribuída nos contornos de grãos ferríticos. Após vários passes de deformação a 350 C obtiveram uma microestrutura ferritica com contornos de alto ângulo e tamanho médio dos grãos da ordem de 0,3 μm. Elevadas taxas de deformação e moderadas temperaturas de processamento, associadas à deformações severas, são determinantes para a geração de ferrita de grãos ultrafinos. Seja no campo ferrítico ou na região intercrítica, o uso desses parâmetros favorecem a recristalização da ferrita, facilitando assim, o refino da microestrutura [28]. Utilizando grandes deformações na faixa de não recristalização da austenita, com elevada taxa 15 s -1, Hou e colaboradores [29] atribuíram à transformação dinâmica (γ α)

37 13 induzida pela deformação, como o mecanismo responsável pela produção de grãos equiaxiais ultrafinos. Deformações plásticas maiores que ε = 2, 0, têm um importante papel na formação de grão ulltrafinos em aços. Contudo, a quantidade de deformação plástica é freqüentemente mais intensa em algumas regiões localizadas da amostra, tal como na superfície de chapas laminadas ou peças forjadas. Este fenômeno impede que a microestrutura resultante seja homogênea por toda extensão do material [30]. (ii) Processamento termomecânico Nos últimos anos, vários grupos de pesquisa têm reportado a obtenção de ferrita com tamanhos médios de grãos próximos a 1 μm em aços comuns, realizando diferentes tratamentos termomecânicos em escala de laboratório. Neste sentido, duas técnicas promissoras e que têm sido vastamente utilizadas com a finalidade de se obter grãos ferríticos ultrafinos são a laminação a quente e ensaios de torção a quente. Ambos caminhos já se mostraram capazes de gerar grãos submicrométricos [31,32]. Matsumura e Yada [33] obtiveram grãos ferríticos menores que 1 μm em aço carbono manganês através da laminação a quente na região intercrítica. Esse refino foi associado à transformação de fase durante a deformação e a recristalização dinâmica da ferrita. A nucleação repetida da ferrita em contornos de grãos austeníticos durante a transformação dinâmica da austenita em ferrita foi considerada ser a principal causa da formação de grãos ultrafinos, segundo os autores. Jonas e colaboradores [34] simulando a laminação a morno de aço livre de intersticiais (IF) através de ensaios de torção obtiveram uma microestrutura ferrítica ultrafina com tamanho médio de 1,3 μm. Nesse

38 14 caso, a recristalização dinâmica da ferrita foi considerada ser a principal causa do refino microestrutural. Segundo os autores, a principal barreira à ocorrência da recristalização dinâmica da ferrita é a presença de elementos intersticiais como o carbono e nitrogênio. Assim, removendo esses elementos da matriz evita-se a precipitação induzida por deformação, aumentando a possibilidade da recristalização dinâmica da ferrita nos aços livres de intersticiais. Em recentes publicações, Hodgson e colaboradores [35-38] discutem a importância dos efeitos dos parâmetros de processamento na formação de ferrita ultrafina, em aços carbono, deformados por torção a quente. O principal mecanismo de formação de ferrita ultrafina, apontado pelos pesquisadores, é a transformação induzida por deformação, o qual está estreitamente relacionado com algumas variáveis de processo, tais como; tamanho prévio de grão da austenita, taxa de deformação e o resfriamento de pós-deformação. Hodgson e colaboradores [39] investigaram uma nova rota de processamento termomecânico para aços hipoeutetóides. Nesse processamento, tiras de aço são reaquecidas até temperaturas elevadas obtendo-se grãos austeníticos grosseiros. Essas tiras são resfriadas rapidamente até temperaturas logo acima da de transformação gama/alfa e então laminadas em um único passe. Essa rota mostrou-se bastante eficiente no refino de grãos ferríticos. Grãos ultrafinos de ferrita nucleiamse intragranularmente nos contornos das células de discordâncias dentro das microbandas geradas na austenita durante a laminação. A alta taxa de resfriamento gerada pela troca de calor com os cilindros de laminação promove um superesfriamento nas tiras, acelerando a transformação de fase e inibindo o crescimento dos grãos ferríticos. O mecanismo que produz o refino microestrutural tem sido chamado pelos autores de transformação dinâmica induzida por deformação (γ α). Outro parâmetro que pode ser analisado nesta mesma vertente de processamento é a composição química do aço processado. Estudos comparativos, partindo de uma rota de processamento similar à descrita anteriormente, entre aço

39 15 com diferentes composições; desde 0,04 %C a 0,77 %C e com adições de Nb, Ti, Mo e B, mostraram que os elementos de liga também influenciam na morfologia e fração volumétrica da ferrita ultrafina formada [40]. Os elementos microligantes Ti e Nb atribuíram melhores resultados no refino em aços baixo carbono. A literatura descreve outros procedimentos que levam a grãos ultrafinos. Pode-se citar os experimentos realizados por Sakai e col. [41], que combinando deformação severa com processamento termomecânico, obtiveram grãos da ordem de 0,3 μm com a aplicação de múltiplas compressões em aço inoxidável austenítico após impor deformação de 6,4 a 500 C. Em um trabalho recente, utilizando aços baixo carbono Niikura e colaboradores [42] obtiveram microestruturas ferríticas com tamanho médio de grãos inferior a 1 μm. Os autores obtiveram grãos ultrafinos através da transformação reversa (ferrita em austenita) devido ao aquecimento adiabático gerado pela deformação plástica. Neste trabalho, amostras com estrutura martensítica foram submetidas a tratamentos térmicos de revenimento e submetidas a grandes deformações em temperaturas logo abaixo a de início de transformação da perlita em austenita. Adachi e Hinotoni [43] obtiveram resultados semelhantes quando realizaram o tratamento ausforme modificado em amostras superesfriadas no campo austenítico. Observando as diferentes rotas de processamento descritas acima, pode-se associar o refino microestrutural à aplicação de grandes deformações em temperaturas próximas as de transformação de fase ou dentro do domínio ferrítico, as quais tendem a [42]: (i) aumentar drasticamente os sítios de nucleação e a força motriz para a transformação de fase e a recristalização, e facilitar a transformação difusional γ α e a recristalização da fase α em intervalos de temperaturas muito menores dos que ocorrem nos tratamentos termomecânicos tradicionais.

40 16 (ii) ativar fenômenos dinâmicos como a transformação de fase dinâmica induzida por deformação ou a recristalização dinâmica, que acarretam numa deformação continuada em uma microestrutura já refinada e perturbam a relação de orientação na transformação e na recristalização. (iii) induzir grandes aumentos de temperatura devido ao aquecimento adiabático o qual resulta em transformação espontânea reversa quando aplicada na fase α. 2.4 Processamento com Dispersão de Cementita Esferoidizada Atualmente, a grande dificuldade em relação à obtenção de aços com grãos ultrafinos é desenvolver rotas industrialmente viáveis. As várias rotas de processos até então utilizadas para produção de grãos finos em aços estruturais, envolvem combinações de baixas temperaturas de laminação a quente, deformações pesadas e/ou ciclo térmico acelerado. Para reproduzir estas condições são necessárias grandes alterações nos laminadores, que resulta em custos. No entanto, estas modificações podem ser justificadas pela redução dos custos com a adição de elementos microligantes e com a melhora das propriedades dos aços estruturais comuns, que passam a agregar mais valor aumentando, por conseguinte, sua gama de aplicação comercial [44]. Nagai [30] atribuí às partículas de cementita, dispersas na microestrutura de grãos ferríticos ultrafinos, o melhor balanço entre ductilidade e resistência mecânica. Obter aços com microestrutura estável, de grãos ultrafinos, representa uma difícil tarefa, uma vez que existe uma forte tendência para o crescimento dos grãos. Por esta razão, algumas microestruturas de grãos finos são inerentemente instáveis. Décadas atrás, Miller [45] havia previsto a necessidade de promover mecanismos que restrinjam o movimento dos

41 17 contornos de grão para estabilizar este tipo de microestrutura. Partindo do princípio de Miller, a precipitação de partículas de cementita durante o processamento termomecânico pode produzir uma microestrutura mais estável e homogênea. Espera-se, neste caso, que a precipitação de partículas finas de Fe 3 C nos contornos de grão e de subgrãos diminuam a taxa de crescimento da ferrita devido ao efeito de ancoramento exercido pelas partículas precipitadas [46,47]. Estas partículas podem ser produzidas por dois caminhos: pelo recozimento da estrutura perlítica deformada ou pelo revenimento de uma microestrutura martensítica [48]. A seguir faz-se uma breve descrição da transformação martensítica e da obtenção de cementita esferoidizada Transformação Martensítica A transformação da austenita, quando resfriada bruscamente, origina a fase martensita - nos aços e nas ligas Fe-C. A principal força motriz para a ocorrência da reação martensítica é a variação de energia livre existente entre as temperaturas de equilíbrio das fases ferrita e austenita. As principais características da transformação martensítica, a qual é uma transformação de primeira ordem que ocorre no estado sólido, são: não ocorrência de difusão atômica e grande distorção do reticulado cristalino. Portanto, a martensita possui exatamente a mesma composição que a austenita prévia. O resfriamento brusco suprime a difusão, como conseqüência, os átomos de carbono são retidos em sítios octaedrais de uma estrutura cúbica de corpo centrado (ccc) distorcida, resultando assim, em uma nova fase, a martensita. Nesta transformação de grande mudança de forma na estrutura, as distorções que ocorrem no reticulado são grandes, porém a área dos arranjos pode permanecer inalterada durante esta transformação. Trata-se de uma