REDEMAT REDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS

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1 REDEMAT REDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS UFOP CETEC UEMG UFOP - CETEC - UEMG Tese de Doutorado "Estudo da influência da temperatura de laminação a quente de acabamento sobre a estrutura e propriedades magnéticas de aços GNO com 2,0 e 3,0% Si" Autor: Sebastião da Costa Paolinelli Orientador: André Barros Cota Co-orientador: Marco Antônio da Cunha Abril de 2008

2 REDEMAT REDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS UFOP CETEC UEMG UFOP - CETEC - UEMG Sebastião da Costa Paolinelli "Estudo da influência da temperatura de laminação a quente de acabamento sobre a estrutura e propriedades magnéticas de aços GNO com 2,0 e 3,0% Si" Tese apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais da REDEMAT, como parte integrante dos requisitos para a obtenção do título de Doutor em Engenharia de Materiais. Área de concentração: Análise e seleção de materiais Orientador: André Barros Cota Co-orientador: Marco Antônio da Cunha Ouro Preto, Abril de 2008

3 P212e Paolinelli, Sebastião da Costa. Estudo da influência da temperatura de laminação a quente de acabamento sobre a estrutura e propriedades magnéticas dos aços GNO com 2,0 e 3,0% Si [manuscrito] / Sebastião da Costa Paolinelli xii, 139 f.: il. color., grafs., tabs., fotos. Orientador: Prof. Dr. André Barros Cota. Co-orientador: Prof. Dr. Marco Antônio da Cunha. Tese (Doutorado) - Universidade Federal de Ouro Preto. Escola de Minas. Rede Temática em Engenharia de Materiais. Área de concentração: Análise e seleção de materiais. 1. Laminação (Metalurgia) - Teses. 2. Textura - Teses. 3. Cisalhamento - Teses. 4. Propriedades magnéticas - Teses. I. Universidade Federal de Ouro Preto. II. Título. CDU: Catalogação:

4 DEDICATÓRIA Dedico este trabalho à minha esposa Lívia e às minhas filhas Laura, Marina e Júlia. À minha mãe, a meu pai (in memorium) e a meus irmãos..

5 AGRADECIMENTOS - a todos os colegas do Centro de Pesquisa da Arcelor Mittal Timóteo; - ao Dr. Marco Antônio da Cunha pela Orientação e paciência; - ao Prof. Dr. André Barros Cota pela Orientação e incentivo; - à Arcelor Mittal Timóteo por permitir a realização deste trabalho; - à REDEMAT pela oportunidade; - a Deus por iluminar e dar forças nos momentos mais difíceis.

6 Lista das figuras Fig.4.1: Variação das três parcelas que compõem a perda total em função do tamanho de grão de um aço com 3,0%Si, para condições de teste com freqüência e indução magnética variadas. 7 Fig.4.2: Representação do processo de magnetização baseado na evolução da estrutura de domínios magnéticos. 9 Fig.4.3: Curvas de magnetização reais para materiais GNO baixas perdas convencional (Conv.) e de alta permeabilidade (AP). 11 Fig.4.4: Relação entre as perdas no cobre e no ferro e a velocidade rotacional de um motor de indução com inversor com núcleo de 50RM400 recozido. 15 Fig.4.5: Comparação dos mapas de eficiência de um motor de indução com inversor com núcleo antes e depois do tratamento de alívio de tensões(sra). 17 Fig. 4.6: Curvas de magnetização para três eixos do cristal de ferro-silício. 19 Fig.4.7: Seção ϕ 2 = 45 do espaço de Euler mostrando as posições de orientações importantes do sistema cúbico de corpo centrado ao qual o Fe-Si pertence. 20 Figura 4.8: Representação esquemática de uma varredura de EBSD realizada na estrutura de um material policristalino no estado recristalizado. 24 Figura 4.9: Representação dos ângulos de Euler com as rotações para coincidir os eixos do cristal com as direções DL, DT e DN. 26 Figura 4.10: Seção de ϕ 2 = 45 onde são mostradas as orientações pertencentes às fibras DL {hkl}<110> ou fibra alfa e DN {111}<uvw> ou fibra gama. 26 Fig.4.11: Correlação entre Si-equivalente (%Si+%Alx2) e as faixas de temperatura de laminação para ocorrência das fases ferrita e austenita. 29 Fig.4.12: Tamanho de célula e desorientação em função da orientação cristalográfica do cristal de ferro pertencente a fibra {hkl}<110> (fibra Alfa). 34 Fig.4.13: Energia armazenada e fator de Taylor em função da orientação cristalográfica do cristal de ferro pertencente a fibra {hkl}<110> (fibra Alfa). 35 Figura 4.14: Representação esquemática dos elementos componentes de uma estrutura policristalina deformada referente a materiais de média e alta energia de falha de empilhamento. 36 I

7 Figura 4.15: (a) Imagem da microestrutura obtida por MET mostrando um estágio avançado de formação de bandas de cisalhamento numa matriz com camadas compactas de maclas formadas com 67% de compressão de um monocristal de prata (112)[111]; (b) e (c) figuras de pólo {111} das áreas maclada e da banda de cisalhamento, respectivamente; (d) perfil de desorientação ao longo da banda de cisalhamento apresentada em (a). As orientações foram medidas no MET. 40 Figura 4.16: Representação da tendência para formação de bandas de cisalhamento em função da deformação e da temperatura de deformação para uma liga Al-1%Mg. 45 Figura 4.17: Efeito da adição de alguns elementos sobre a energia de falha de empilhamento do cobre. 47 Figura 5.1: Fluxo de produção do GNO com etapas objeto da experiência em amarelo e apenas processadas no laboratório sem variações de parâmetros em cinza. 50 Figura 5.2: Esboço do procedimento experimental com respeito às seis temperaturas utilizadas e espessura em cada passe da laminação a quente. 51 Figura 5.3: Esquema das operações durante a experiência da laminação a quente. 52 Figura 6.1: Tamanho de grão da BQ sem recozer (TGBQ) e da BQ com recozimento a 1030 C (TGBQCR1) em função da temperatura de laminação de acabamento para o aço com 2,0%Si. 65 Figura 6.2: Tamanho de grão da BQ sem recozer (TGBQ) e da BQ com recozimento a 1030 C (TGBQCR1) em função da temperatura de laminação de acabamento para o aço com 3,0%Si. 65 Figura 6.3: Micrografias óticas do material com 2,0%Si após laminação a quente a 920 C (a) e (b) e após laminação a quente a 1120 C (c) e (d). 66 Figura 6.4: Micrografias óticas do material com 2,0%Si após laminação a quente a 920 C (a) e após laminação a quente a 1120 C (b), ambas na condição depois do recozimento a 1030 C. 67 Figura 6.5: Micrografias óticas do material com 3,0%Si após laminação a quente a 920 C (a) e após laminação a quente a 1120 C (b). 67 Figura 6.6: Micrografias óticas do material com 3,0%Si após laminação a quente a 920 C (a) e após laminação a quente a 1120 C (b), ambas na condição depois do recozimento a 1030 C. 68 II

8 Figura 6.7: Micrografias óticas dos materiais com 2,0 e 3,0%Si deformadas na laminação a frio de 2,3 para 0,50mm, com e sem recozimento da BQ e laminadas a quente de 920 a 1120 C. 69 Figura 6.8: Micrografias óticas do material 2,0%Si laminado a frio sem recozimento da BQ e laminado a quente a 920 e 1120 C, (a) e (b), respectivamente e com recozimento da BQ laminado a quente a 920 e 1120 C, (c) e (d), respectivamente. 70 Figura 6.9: Tamanho de grão final (TGF) em função da temperatura de laminação de acabamento para as ligas com (a) 2,0%Si e (b) 3,0Si, referentes às amostras de BQ com (CR1) e sem (SR1) recozimento. 71 Figura 6.10: Tamanho de grão após recozimento final (TGF) em função do tamanho de grão da BQ sem (SR1) (a) e com (CR1) (b) recozimento da BQ para o material com 2,0%Si após recozimento final a 940 C/30s. 72 Figura 6.11: Tamanho de grão após recozimento final (TGF) em função do tamanho de grão da BQ sem (SR1) (a) e com (CR1) (b) recozimento da BQ para o material com 3,0%Si após recozimento final a 1020 C/30s. 63 Figura 6.12: Tamanho de grão após recozimento final em função do tamanho de grão da BQ sem recozer, no processo com recozimento da BQ, para as ligas 2,0%Si (a) e 3,0%Si (b). 75 Figura 6.13: Micrografias óticas da estrutura de grãos do material com 2,0%Si após recozimento final a 940 C/30s sem (a) e (b) e com (c) e (d) recozimento da BQ. 76 Figura 6.14: Micrografias óticas da estrutura de grãos do material com 3,0%Si após recozimento final a 1020 C/30s sem (a) e (b) e com (c) e (d) recozimento da BQ. 76 Figura 6.15: Micrografias óticas da camada subsuperficial das tiras do material (parte cinza inferior) com 2,0%Si (a) e 3,0%Si (b) após recozimento final a 940 C/30s e 1020 C/30s, respectivamente. 77 Figura 6.16: Micrografias óticas do material com 2,0%Si laminado a quente a 1120 C, sem recozimento da BQ e com recozimento final a 625 C evidenciando a nucleação em bandas de cisalhamento. 79 Figura 6.17: Micrografias óticas do material com 2,0%Si laminado a quente a 960 C, com recozimento da BQ e com recozimento final a 625 C evidenciando a nucleação em bandas de cisalhamento. 80 Figura 6.18: Micrografias óticas do material com 2,0%Si laminado a quente a 960 C (a) e (c) e 1120 C (b) e (d), sem recozimento da BQ e com recozimento final a 666 C, III

9 evidenciando a participação nucleação em bandas de cisalhamento no progresso da recristalização. 81 Fig. 6.19: Micrografias óticas do material com 2,0%Si laminado a quente a 960 C (a) e 1120 C (b) com recozimento da BQ a 1030 C, laminadas a frio para 0,50mm e recozidas a 666 C apresentando recristalização parcial. 83 Fig. 6.20: Micrografias óticas do material com 2,0%Si laminado a 960 e 1120 C, sem (a) e com (b) recozimento da BQ após a recristalização primária no recozimento final a 768 C. 83 Fig.6.21: Tamanho de grão, calculado pelo EBSD, relativo à fração de grãos recristalizados no material 2,0%Si, laminado a 960 C (TGF=60µm) e 1120 C (TGF=42µm) sem recozimento da BQ e recozimento final em temperaturas variadas. 84 Fig. 6.22: Micrografia ótica do material 3,0%Si laminado a 1120 C, sem recozimento da BQ, após recozimento final a 647 C evidenciando o início da recristalização em sítios localizados em bandas de cisalhamento. 85 Fig.6.23: Micrografias óticas do material 3,0%Si laminado a 960 e 1120 C, sem (a) e com (b) recozimento da BQ após recozimento final a 768 C evidenciando sua estrutura após recristalização primária. 85 Fig. 6.24: Evolução do tamanho de grão, calculado pelo EBSD, relativo à fração de grãos recristalizados no material 3,0%Si, laminado a 960 C (TGF=105µm) e 1120 C (TGF=102µm), sem recozimento da BQ e recozimento final em temperaturas variadas. 87 Fig.6.25: Massiva ocorrência de bandas de cisalhamento no na estrutura do material 3,0%Si com recozimento da BQ laminado a frio e o início da nucleação nestas bandas (pontos brancos). Amostra recozida a 647 C. Imagem obtida no EBSD. 88 Fig.6.26: Grãos com orientações pertencentes à fibra η nucleados em bandas de cisalhamento (azul escuro) numa matriz deformada com orientação (111)[112]. Material 3,0%Si recozido a 666 C (real). Imagem e dados obtidos no EBSD. 88 Fig.6.27: Evolução das frações volumétricas de η, γ, (110)[001] e (111)[112], calculadas pelo EBSD a partir da fração de grãos recristalizados do material 2,0%Si, laminado a quente a 960 e 1120 C, sem recozimento inicial e laminado a frio de 2,3 para 0,50mm de espessura em função da temperatura de recozimento. 90 Fig. 6.28: Estrutura de grãos com a representação da orientação, determinada no EBSD, através das fibras de interesse coloridas de acordo cada fibra analisada. Material com IV

10 2,0%Si, laminado a quente a 960 C (a), (b) e (c) e a 1120 C (d), (e) e (f), sem recozimento inicial, laminado de 2,3 para 0,50mm de espessura e recozido em três temperaturas diferentes. 93 Fig.6.29: Estrutura de grãos com a representação da orientação, determinada no EBSD, através das fibras de interesse coloridas de acordo cada fibra analisada. Material com 3,0%Si, laminado a quente a 960 C (a), (b) e (c) e a 1120 C (d), (e) e (f), sem recozimento inicial, laminado de 2,3 para 0,50mm e recozido em três temperaturas diferentes. 94 Fig.6.30: Evolução da fração volumétrica das fibras (a) e das componentes com a temperatura de recozimento final para o aço 2,0%Si laminado industrialmente para 0,50mm. 98 Fig.6.31: Evolução das razões das frações volumétricas das fibras η/γ e (110)[001]/(111)[112] e do tamanho de grão do material 2,0%Si, laminado a frio industrialmente para 0,50mm, com a temperatura de recozimento final. 99 Fig.6.32: Evolução de P15/60 e B50 com a temperatura de recozimento final para o aço 2,0%Si laminado a frio industrialmente de 2,3 para 0,50mm. 100 Fig. 6.33: Evolução da fração volumétrica das fibras (a) e das componentes (b) com a temperatura de laminação a quente na BQ sem recozimento da liga com 2,0%Si. Dados de raios-x no centro da espessura. 101 Fig. 6.34: Evolução da fração volumétrica das fibras (a) e das componentes (b) com a temperatura de laminação a quente na BQ sem recozimento da liga 3,0%Si. Dados obtidos de raios-x no centro da espessura. 103 Fig. 6.35: Evolução da fração volumétrica das fibras em função do tamanho de grão da BQ sem recozer para os materiais com 2,0%Si (a) e com 3,0%Si (b). 104 Fig. 6.36: Evolução da fração volumétrica das fibras com a temperatura de laminação a quente para os materiais com 2,0%Si (a) e com 3,0%Si (b) após laminação a frio, com (CR1) e sem (SR1) recozimento da BQ. Dados obtidos de raios-x no centro da espessura. 105 Fig. 6.37: Evolução da fração volumétrica das componentes cristalográficas com a temperatura de laminação a quente, para os materiais com 2,0%Si (a) e 3,0%Si (b), após laminação a frio com (CR1) e sem (SR1) recozimento da BQ. Dados obtidos de raios-x no centro da espessura. 106 Fig.6.38: FDOC s para os materiais com 2,0 e 3,0%Si, sem(sr1) e com recozimento(cr1) da BQ, no estado como laminado a frio de 2,3 para 0,50mm, com V

11 respectivos tamanhos de grão antes da laminação. Imax= 15,8; níveis de intensidade: 1;2;3;5;7;9;11;13; Fig.6.39: Fração volumétrica das fibras (a) e das componentes (b) após recozimento final em função do tamanho de grão da BQ sem recozimento para o material com 2,0%Si. 109 Fig.6.40: Fração volumétrica das fibras (a) e das componentes (b) após recozimento final em função do tamanho de grão da BQ sem recozimento para o material com 3,0%Si. 111 Fig.6.41: FDOC para ϕ 2 = 45 da bobina laminada a quente (BQ) e após recozimento final (BF) com temperatura de laminação a quente (TLQ) de 920 e 1080 C. Material 2,0%Si. Níveis de intensidade relativa: Fig.6.42: Razão das frações volumétricas das fibras η/γ em função do tamanho de grão da BQ para os materiais com 2,0%Si (a) e com 3,0%Si (b). 113 Fig.6.43: Variação das propriedades magnéticas B 50 e P 15/60, em função da temperatura de laminação a quente, para o material com 2,0%Si sem recozimento da BQ. 114 Fig.6.44: Variação de B50 e P15/60 em função do tamanho de grão da BQ sem recozer, para o aço com 2,0%Si. 115 Fig.6.45: Evolução das propriedades magnéticas, B 50 e P 15/60 em função da temperatura de laminação a quente, para o aço com 2,0%Si com BQ recozida. 115 Fig.6.46: Evolução das propriedades magnéticas, B 50 e P 15/60 em função da do tamanho de grão da BQ recozida, para o aço com 2,0%Si com BQ recozida. 116 Fig.6.47: B 50 e P 15/60 em função da temperatura de laminação a quente para o material com 3,0%Si, sem recozimento da BQ. 117 Fig.6.48: B 50 e P 15/60 em função do tamanho de grão da BQ sem recozer para o material com 3,0%Si. 117 Fig.6.49: Efeito da temperatura de laminação a quente sobre B 50 e P 15/60 para o material com 3,0%Si com recozimento da BQ. 118 Fig.6.50: Efeito do tamanho de grão da BQ com recozimento sobre B 50 e P 15/60 para o material com 3,0%Si com recozimento da BQ. 118 Fig.6.51: Indução magnética a 5000A/m em função da razão da fração volumétrica das fibras η/γ, após recozimento final, para os materiais com 2,0%Si (a) e 3,0%Si (b). 119 Fig.6.52: Perda magnética a 1,5T/60Hz em função da razão da fração volumétrica das fibras η/γ, após recozimento final, para os materiais com 2,0%Si (a) e 3,0%Si (b). 120 VI

12 Lista das tabelas Tabela 5.1. Composição química (% em massa) das ligas utilizadas na experiência. 48 Tabela 5.2: Planejamento experimental global. 56 Tabela 5.3: Resultados das medições coletados durante as operações de laminação a quente. 57 Tabela 6.1: Tamanho de grão das ligas com 2,0 e 3,0%Si após as etapas de processamento, tendo a laminação a 960 e 1120 C. 78 VII

13 Lista de notações M = momento magnético por unidade de volume; χ = suscetibilidade magnética; H = campo magnético µ = permeabilidade magnética; B = indução magnética; ρ = resistividade elétrica; f = freqüência; d = densidade; K = constante; η = rendimento do motor e fibra <100> // DL; W = perda magnética no motor; B 50 = indução magnética a 5000A/m; P 15/60 = perda magnética medida na condição 1,5T e 60Hz; Kt = constante de torque; φ, ϕ 1 e ϕ 2 = ângulos que definem o espaço de Euler; α = fibra <110> // DL γ = fibra <111> DL. ε = taxa de deformação; Z = parâmetro de Zener-Hollomon; Q = energia de ativação; γ sfe = energia de falha de empilhamento; TLQ = temperatura de laminação a quente; BQ = tira após laminação a quente; CR1 = com recozimento da BQ; SR1 = sem recozimento da BQ; TGBQ = tamanho de grão da BQ; TGF = tamanho de grão da tira após recozimento final; BF = tira após recozimento final; FDOC = função de distribuição de orientações cristalográficas VIII

14 Resumo Foram avaliados os efeitos da temperatura de laminação a quente de acabamento sobre a estrutura e propriedades magnéticas de aços siliciosos de Grão Não Orientado-GNO com 2,0 e 3,0% Si, através da laminação em laboratório em temperaturas variadas e processamento até o recozimento na espessura final. Foi estudada a recristalização do material laminado a frio para complementar este trabalho. Para os dois materiais, com 2,0 e 3,0%Si, o acréscimo no tamanho de grão resultante do acréscimo da temperatura de laminação provoca um benefício na indução a 5000A/m, devido principalmente, à melhoria da textura cristalográfica: redução da fração volumétrica da fibra γ e acréscimo da fração da fibra η. No entanto, a partir de determinado valor do tamanho de grão do material laminado a quente-bq, a perda magnética a 1,5T/60Hz começa a aumentar. Este aumento é devido à diminuição do tamanho de grão final provocado pelo aumento do número de sítios de nucleação com o aumento da formação de bandas de cisalhamento quando o tamanho de grão da BQ aumenta. Ocorre uma degradação da orientação cristalográfica com o crescimento de grão, representada pela diminuição da razão das frações volumétricas das fibras η/γ, a qual impossibilita a obtenção simultânea do valor mais alto de indução com o valor mais baixo de perda magnética, alcançados no material com 2,0%Si. O comportamento dos dois materiais com 2,0 e 3,0%Si, com respeito ao acréscimo da temperatura de laminação a quente e seus efeitos sobre estrutura e propriedades magnéticas, pode ser considerado praticamente o mesmo. IX

15 Abstract The effect of the hot band grain size variation, promoted by the variations of hot rolling finishing temperature, in final structure and magnetic properties was investigated for 2.0 and 3.0% Si non-oriented silicon steels. It was found that the increase of the hot band grain size increases the occurrence of shear bands and promotes an increase of Goss and Cube texture components fractions and a reduction of γ fiber fraction, improving the magnetic induction. By other side, the final grain size is reduced when the hot band grain size overcomes 200µm, deteriorating the core loss values. The reduction of final grain size was explained by the increase of the number of nuclei at the beginning of the recrystallization caused by the increase of shear bands in deformed material. The deterioration of the texture observed in the study of evolution of the structure with the grain growth after primary recrystallization, became impossible to obtain simultaneously the best values of magnetic core loss and induction for 2.0% Si steel. The influence of the hot rolling temperature on structure and magnetic properties can be considered the same for the 2.0 and 3.0% Si steels. X

16 Índice Capítulo 1 Justificativa 1 Capítulo 2 Introdução 2 Capítulo 3 Objetivos 3 Capítulo 4 - Revisão Bibliográfica Magnetismo e propriedades magnéticas O processo de magnetização baseado na evolução da estrutura de domínios A importância das propriedades magnéticas no rendimento e desempenho das máquinas elétricas O papel da orientação cristalográfica Determinação e representação da orientação cristalográfica Influência das laminações a quente e a frio O papel dos elementos de liga Heterogeneidades na estrutura de policristais deformados Bandas de cisalhamento 38 Capítulo 5 Materiais e Métodos Materiais Processamento termomecânico Testes magnéticos Análise estrutural 61 Capítulo 6 Resultados e Discussão Evolução da estrutura de grãos Estudo da recristalização dos aços com 2,0 e 3,0%Si 77 XI

17 6.3 Evolução da Orientação Cristalográfica Resultados magnéticos 113 Capítulo 7 Conclusões 127 Capítulo 8 - Sugestões para trabalhos futuros 130 Capítulo 9 - Publicações referentes ao trabalho 132 Capítulo 10 - Referências bibliográficas 133 XII

18 Capítulo 1 - Justificativa O consumo mundial de energia tem aumentado gradativamente e suas fontes vêm se exaurindo cada vez mais ao longo dos anos. Com isto, sua disponibilização para o uso torna-se mais cara, exigindo esforços governamentais cada vez maiores para manutenção regularizada do abastecimento, principalmente em períodos de crescimento econômico acelerado. Conservar energia preservando o ambiente é imperativo no mundo atual. Um grande passo pode ser dado neste sentido, produzindo-se equipamentos de geração, transmissão, distribuição e utilização de energia elétrica de maior rendimento. Isto pode ser realizado através da redução dos vários tipos de perda de energia, como a perda no núcleo ferromagnético e a perda por efeito Joule nos enrolamentos de cobre, utilizando materiais de mais baixa perda magnética e permeabilidade mais alta nos núcleos destes equipamentos. O alcance simultâneo de alta permeabilidade e baixa perda magnética é alvo constante de pesquisas para o aperfeiçoamento e desenvolvimento de novos aços siliciosos de grão não orientado (GNO). Estas buscas têm se concentrado no desenvolvimento de ligas com teores de residuais cada vez mais baixos e de processos termomecânicos que produzam tamanho de grão e orientação cristalográfica adequados no produto final. Nesta pesquisa foi escolhida para estudo a etapa de laminação a quente, mais precisamente a temperatura de laminação de acabamento, devido ao fato desta determinar a estrutura de partida para a laminação a frio, no processo de custos mais baixos, e ter influência marcante no desenvolvimento do tamanho de grão e orientação cristalográfica finais e, portanto, nas propriedades magnéticas destes aços. 1

19 Capítulo 2 - Introdução Aços siliciosos de grão não orientado GNO que apresentam simultaneamente baixa perda e alta densidade de fluxo magnético são de grande interesse, pois, proporcionam melhor desempenho e eficiência numa maior faixa de condições de operação das máquinas elétricas. A rota mais econômica para produção de aços GNO totalmente processados é realizar a laminação a quente e, em seguida, promover o recozimento e decapagem da bobina a quente (BQ), laminar a tira para espessura final e recozê-la. Em casos particulares, a etapa recozimento da BQ pode ser suprimida sem prejuízo para as propriedades magnéticas, tornando o processo ainda mais barato e competitivo. Quando a etapa de recozimento da BQ é suprimida, a estrutura da bobina a quente é a de partida para a laminação a frio que antecede o recozimento final. Uma combinação adequada de tamanho de grão e orientação cristalográfica pode gerar na tira após recozimento final (BF), maiores frações volumétricas de componentes texturais de interesse e minimizar componentes indesejáveis. Isto é possível ou facilitado com a otimização da Laminação a Quente de Acabamento. Frações mais altas de componentes de textura que contém eixos de mais fácil magnetização <100> no plano da chapa são de interesse para alcance de maior permeabilidade magnética no produto final. No entanto, a perda magnética, além de depender da orientação cristalográfica, depende fortemente do tamanho de grão final. Existe um tamanho de grão final ótimo que deve ser alcançado numa temperatura mais baixa e num tempo mais curto possíveis para se evitar os efeitos nocivos da atmosfera como oxidação e nitretação. Uma vez definidas composição química e pureza da liga, o alcance de altas frações de componentes de textura contendo <100> paralela à superfície da chapa e do tamanho de grão adequado resulta em alta permeabilidade e baixa perda magnética no produto final. 2

20 Capítulo 3 - Objetivos Estudar o efeito da temperatura de laminação de acabamento sobre as propriedades magnéticas de aços siliciosos de grão não orientado com 2,0 e 3,0% Si com base na evolução da estrutura de grãos e orientação cristalográfica desenvolvidas em cada etapa de processo. Identificar as mudanças estruturais provocadas na bobina a quente (BQ) pela variação da temperatura de laminação a quente e relacioná-las com aquelas provocadas na estrutura final e suas propriedades magnéticas correspondentes. 3

21 Capítulo 4 - Revisão Bibliográfica 4.1 Magnetismo e propriedades magnéticas O magnetismo tem sua origem no movimento dos elétrons em suas órbitas e/ou elétrons com seus spins, formando momentos magnéticos elementares, cujo somatório representa o momento magnético de um material magnético. Para um policristal, expressa-se o momento magnético por unidade de volume, M, denominado magnetização. Nos materiais paramagnéticos M é nulo quando nenhum campo magnético externo é aplicado. Ao inserir um material paramagnético ou diamagnético num campo magnético de intensidade H, temse, para materiais isotrópicos: M = χh (4.1) onde χ é a suscetibilidade magnética. Materiais como o ferro, cobalto, níquel, terras raras e suas ligas apresentam uma suscetibilidade magnética muito alta e não variando linearmente com o campo H. Estes materiais são denominados ferromagnéticos os quais apresentam características bem particulares e de interesse [1-3] : - possuem suscetibilidade magnética muito alta e podem magnetizar-se até a saturação com campos magnéticos pequenos, - apresentam magnetização remanente e histerese magnética, - o ferromagnetismo se debilita com o aumento da temperatura e, a partir de certo valor, chamado temperatura de Curie, o material torna-se paramagnético; - abaixo da temperatura de Curie os ferromagnéticos são divididos em áreas magnetizadas até a saturação, conhecidas como domínios magnéticos, separadas por regiões de transição chamadas paredes de domínios. Dimensões e disposição relativa dos domínios leva o nome de estrutura de domínios; 4

22 - as dimensões lineares de um corpo ferromagnético variam com a magnetização, fenômeno conhecido como magnetostricção, e esta variação é máxima quando o material alcança a saturação magnética. A imersão de uma barra de material ferromagnético numa região onde está presente um campo magnetizante (H) resulta num grande aumento da densidade fluxo magnético (B). A razão da densidade de fluxo magnético desenvolvido no material ferromagnético pela densidade de fluxo magnético (campo externo) desenvolvido no mesmo espaço de ar é denominada permeabilidade magnética do material (µ) [1-3] : µ = B/H (4.2) A permeabilidade é o indicativo da facilidade com que o material pode ser magnetizado. Esta propriedade não é constante para a maioria dos materiais magnéticos. Ela varia com o campo magnetizante ou com a densidade de fluxo. Daí, ao citar seu valor, deve-se estabelecer o valor do campo ou densidade de fluxo magnético correspondente [4]. O processo de magnetização ocorre com um dispêndio de energia adicional chamado perda magnética. Esta perda é composta por três partes [1,5-11] : a perda por correntes parasitas (P e ), a qual resulta da circulação de correntes parasitas ou de Foucault no núcleo ferromagnético induzidas pelo campo magnetizante alternado, pode ser calculada pela equação: P e = (πebf) 2 /6ρd (4.3) onde, P e é a perda por correntes parasitas (W/kg), e é espessura (m), B é a indução (T), f é a freqüência (Hz), ρ é a resistividade (Ωm) e d a densidade (kg/m 3 ). a perda por histerese, a qual resulta do fenômeno da histerese magnética, em que o material após ter sido magnetizado não retorna sua magnetização a zero com a retirada do campo magnetizante, retendo um valor residual que necessita de energia adicional para ser levado 5

23 a zero. A magnetização com a aplicação de um campo magnético alternado resulta numa curva chamada laço de histerese, cuja área representa a perda por histerese em cada ciclo de magnetização. A perda por histerese, de uma maneira mais geral, pode ser dada pela equação: P h = Kf BdH (4.4) onde, P h é perda por histerese (W/kg), K é uma constante, f é freqüência (Hz), B é densidade de fluxo (T) e H o campo magnetizante (A/m). a perda anômala, também chamada de perda em excesso ou simplesmente perda por correntes parasitas anômala, a qual está associada ao movimento não conservativo das paredes dos domínios magnéticos, durante o processo de magnetização. Quanto maior o tamanho dos domínios presentes na estrutura maior é a velocidade da parede e maior será a perda anômala. A perda magnética total, P t, pode ser calculada pela soma das três parcelas citadas: P t = P h + P e + P a (4.5) Baseado num modelo estatístico, Bertotti [12] propôs a seguinte equação para cálculo da perda total: Pt = k h J α m f + k e J 2 m f k J 2 1,5 + a m f, 5 1 (4.6) Onde Jm é a polarização máxima ou indução máxima (T), f a freqüência de teste(hz) e k uma constante. O valor da perda magnética total e a proporção representada por cada parcela que a compõe varia com as condições de teste e parâmetros estruturais como o tamanho de grão do material. Como mostrado na figura 4.1, para um aço com 3,0%Si, testado em baixas freqüências, a principal parcela é a perda por histerese. Em freqüências mais altas, a perda total aumenta muito e a parcela referente às correntes parasitas é dominante seguida da 6

24 parcela anômala e, por último, a histerética. O tamanho de grão ótimo, o qual minimiza a soma das três parcelas diminui à medida que a freqüência aumenta [13,14]. (a) 0,4T; 20Hz (b) 0,4T; 300Hz (c) 1T; 20Hz (d) 1T; 300Hz Fig.4.1: Variação das três parcelas que compõem a perda total em função do tamanho de grão de um aço com 3,0%Si, para condições de teste com freqüência e indução magnética variadas [13]. 4.2 O processo de magnetização baseado na evolução da estrutura de domínios. Um domínio magnético é uma porção do material ferromagnético, que pode medir até centenas de micrometros de espessura, sempre menor que o tamanho de grão do aço, onde se observa um alinhamento de seus dipolos magnéticos numa mesma direção e sentido, mesmo numa amostra desmagnetizada. O tamanho dos domínios e sua distribuição na estrutura do material são denominados de estrutura de domínios. Esta estrutura é uma conseqüência natural da tendência do sistema de reduzir sua energia através do balanço das 7

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