INSTITUTO FEDERAL DE EDUCAÇÃO, CIÊNCIA E TECNOLOGIA DO ESPÍRITO SANTO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS

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1 INSTITUTO FEDERAL DE EDUCAÇÃO, CIÊNCIA E TECNOLOGIA DO ESPÍRITO SANTO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS LEONARDO BORGES ROSA ESTUDO DO COMPORTAMENTO TERMOMECÂNICO DO AÇO API 5L MICROLIGADO AO Nb-V-Ti POR ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE Vitória 2011

2 LEONARDO BORGES ROSA ESTUDO DO COMPORTAMENTO TERMOMECÂNICO DO AÇO API 5L MICROLIGADO AO Nb-V-Ti POR ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE Dissertação apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica e de Materiais do Instituto Federal do Espírito Santo como requisito parcial à obtenção do grau de Mestre em Engenharia Metalúrgica e de Materiais. Orientador: Prof. Dr. Adonias Ribeiro Franco Júnior Co-orientador: Prof. Dr. Estéfano Aparecido Vieira Vitória 2011

3 R788e Rosa, Leonardo Borges Estudo do comportamento termomecânico do aço API 5L microligado ao Nb-V-Ti por ensaios de torção a quente / Leonardo Borges Rosa f. : il. ; 30 cm. Orientador: Adonias Ribeiro Franco Júnior Dissertação (mestrado) Instituto Federal do Espírito Santo, Programa de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica e de Materiais, Mestrado em Engenharia Metalúrgica e de Materiais, Metalurgia. 2. Recristalização (Metalurgia). 3. Torção. I. Franco Júnior, Adonias Ribeiro. II. Instituto Federal do Espírito Santo. III. Título. CDD: 669

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6 À minha amada esposa Fátima e às minhas filhas Isabella, Manuella, Eduarda e Maria Fernanda pela compreensão e paciência.

7 AGRADECIMENTOS Ao Senhor Jesus Cristo por ter me restaurado e mudado o meu destino. Ao Prof. Dr. Adonias Ribeiro Franco Jr. pela orientação e apoio na elaboração deste trabalho. Ao Prof. Dr. Estéfano Aparecido Vieira e Prof. Dr. Marcelo Lucas Pereira Machado pelas discussões e apoio técnico durante as etapas de planejamento do estudo. A FUNCEFETES pelo apoio financeiro para confecção dos corpos de prova utilizados no estudo. Aos colegas do mestrado (IFES), Mariana, Cristiano e Rafael, pelo apoio na realização dos ensaios de torção a quente. Aos Colegas da Petrobras pelo auxílio e suporte nos vários momentos em que foi preciso.

8 RESUMO O comportamento termomecânico de um aço API 5L microligado ao Nb-V-Ti, usualmente empregado em tubos transportadores de petróleo e gás natural, foi estudado por meio de ensaios de torção a quente. Os ensaios foram conduzidos em equipamento de torção horizontal INSTRON mod. 55MT-2, usando ciclos isotérmicos contínuos e isotérmicos interrompidos com duas deformações, taxa de deformação 0=0,2s -1, temperatura de 1150 o C a 900 o C, faixa na qual o material se encontra totalmente austenítico após solubilização a 1200 o C por 300 s. A evolução do tamanho dos grãos austeníticos, d o(de partida) =90 2m, foi acompanhada por microscopia óptica, seguindo procedimento da norma ASTM 112. Dados das curvas tensão verdadeira x deformação verdadeira foram analisados com o uso de um modelo microestrutural que permitiu razoavelmente prever, para os casos em que domina o mecanismo de recristalização: o tamanho e a fração dos grãos recristalizados. Verificou-se que entre 1150 o C e 1000 o C, nos ensaios contínuos, o amaciamento do material ocorre predominantemente pela recristalização dinâmica. A fração de grãos recristalizados cai continuamente com o decréscimo da temperatura de deformação. O tamanho de grão obtido entre 1150 o C e 1000 o C foi de m. A recuperação dinâmica passa a ser o mecanismo de amaciamento quando a deformação é realizada a 900 o C. Nos ensaios interrompidos com duas deformações, para temperaturas de 900 o C, 1000 o C e 1100 o C verificou-se que o amaciamento ocorre não só quando se aumenta a temperatura, mas também quando se usam maiores tempos entre passes. Isso indica que a recristalização estática e a metadinâmica possuem papel importante no processo de restauração dos grãos austeníticos. Palavras chave: Ensaio de torção a quente. Aços API 5L. Recristalização e Tamanho de grão.

9 ABSTRACT The thermo-mechanical behavior of a Nb-V-Ti microalloyed steel (API 5L), used in oil and gas conducting pipes, was studied by means of hot torsion tests. An Instron 55MT2 torsion testing machine was used for such purpose. Continuous and interrupted hot torsion tests were carried out at strain rate of 0.2 s -1 in the C temperature range. The evolution of the austenite grain size was characterized by light microscopy following ASTM standard method 112, and stress- strain data were analyzed through a microstructural model used for predicting the recrystallized fraction and the austenite grain size. Grain sizes predicted using the microstructural model are in good agreement with those experimentally measured for any conditions where recrystallization is the dominant mechanism. Between 1150 o C and 1000 o C, the softening takes place due to the dynamic recrystallization and the recrystallized fraction decreases with the temperature reduction. Under the above-mentioned conditions, both measured and predicted austenite grain sizes are about µm. At 900 o C the material softening is caused by the dynamic recovery. At the o C temperature range, results of the interrupted-torsion tests show that the softening is affected by increasing both the temperature and the interpass time. This suggests that the static recrystalization, as well the metadynamic recrystalization, plays an important role in the restoration processes of austenite grains. Key-words: Hot Torsion Test. API 5L Steel. Recrystallization and Grain Size.

10 LISTA DE FIGURAS Figura 1.1- Investimentos previstos pela Petrobras no período (1)...19 Figura 1.2- Localização geográfica dos novos campos da área do Pré-sal (2)...20 Figura 3.1- Efeito dos elementos de liga sobre o limite de escoamento de aços ARBL ferríticos-perlíticos (11)...24 Figura 3.2- Relação de ductilidade e resistência de várias categorias de materiais de alta resistência (16)...27 Figura 3.3- Comparação entre as contribuições em mecanismo de aumento de resistência de 4 aços ARBL (19)...29 Figura 3.4- Evolução histórica dos processos de laminação, mecanismos metalúrgicos e normas que surgiram em razão dos desenvolvimentos científicos e tecnológicos (22)...30 Figura 3.5- Evolução dos materiais e processos de fabricação dos tubos API 5L (23)...31 Figura 3.6- Evolução do tamanho de grão obtido pelos diferentes processos de laminação (24)...31 Figura 3.7- Vários estágios de recuperação de um metal deformado plasticamente. (a) emaranhado de discordâncias, (b) formação de células, (c) aniquilação de discordâncias nas paredes das células e (d) formação de subgrãos (26)...33 Figura 3.8- Curvas de escoamento plástico do ferro Armco obtidos com έ = 0,0015 s -1 (25)...34 Figura 3.9- Curvas de escoamento plástico do aço inoxidável austenítico 316 deformado com έ = 1 s -1 (25)...36 Figura Curvas de fluxo típicas de materiais que apresentam recristalização dinâmica durante a deformação a quente: (a) presença de vários picos de tensão e (b) presença de um único pico de tensão (27)...36 Figura (a) Curva de escoamento comparando os fenômenos de encruamento, de recuperação dinâmica e de recristalização dinâmica (b) e derivada da curva tensão-deformação (26)...37 Figura Representação esquemática da evolução da recristalização metadinâmica durante a laminação a quente (26)...38 Figura (a) Laminação Convencional (b) Laminação Controlada (14)...45

11 Figura Esquema de laminação controlada com e sem resfriamento acelerado (24)...46 Figura Estágios da laminação controlada (17)...47 Figura Produto de solubilidade de carbonetos e de nitretos na austenita (39)...49 Figura 4.1- Geometria dos corpos de prova utilizados nos ensaios de torção a quente (dimensões em mm, com exceção da rosca)...55 Figura 4.2- (a) Visão geral da máquina de ensaio de torção a quente sem adaptações e (b) detalhe do forno e das garras...56 Figura 4.3- Adaptação proposta no equipamento existente para possibilitar a injeção do argônio e CO 2. durante os ensaios de torção a quente...58 Figura 4.4- Representação esquemática dos ciclos térmicos dos ensaios isotérmicos contínuos...59 Figura 4.5- Representação esquemática dos ciclos térmicos dos ensaios isotérmicos interrompidos com duas deformações...60 Figura 4.6- Curvas de escoamento plástico típicas do ensaio com duas deformações (43)...61 Figura 4.7- Fluxograma do procedimento de calculo do tamanho de grão recristalizado...63 Figura 5.1- (a) Curvas de escoamento plástico e (b) variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada. Taxa de deformação de 0,2 s -1 e temperatura de deformação 900 C...66 Figura 5.2- a) Curvas de escoamento plástico e (b) variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada. Taxa de deformação de 0,2 s -1 e temperatura de deformação 950 C...67 Figura 5.3- a) Curvas de escoamento plástico e (b) variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada. Taxa de deformação de 0,2 s -1 e temperatura de deformação 1000 C...68 Figura 5.4- a) Curvas de escoamento plástico e (b) variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada. Taxa de deformação de 0,2 s -1 e temperatura de deformação 1050 C...68 Figura 5.5- a) Curvas de escoamento plástico e (b) variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada. Taxa de deformação de 0,2 s -1 e

12 temperatura de deformação 1100 C...69 Figura 5.6- a) Curvas de escoamento plástico e (b) variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada. Taxa de deformação de 0,2 s -1 e temperatura de deformação 1150 C...70 Figura 5.7- Curvas de escoamento plástico. Taxa de deformação 0,2 s -1. Temperatura de deformação: (a) 900 C. (b) 950 C. (c) 1000 C. (d) 1050 C. (e) 1100 C. (f) 1150 C...70 Figura 5.8- Variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada. Taxa de deformação 0,2 s -1. Temperatura de deformação: (a) 900 C. (b) 950 C. (c) 1000 C. (d) 1050 C. (e) 1100 C. (f) 1150 C...70 Figura 5.9- Curvas de escoamento plástico obtidas dos ensaios isotérmicos até a fratura. Taxa de deformação 0,2 s -1. Temperatura de deformação: (a) 1000 C. (b) 1100 C...71 Figura Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 900 C, taxa de deformação de 0,2 s -1 e tempo entre passes (t ip ) de 1 s. (a) Curva de escoamento plástico. (b) e (c) Variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada Figura Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 900 C, taxa de deformação de 0,2 s -1 e tempo entre passes (t ip ) de 10 s. (a) Curva de escoamento plástico. (b) e (c) Variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada...73 Figura Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 900 C, taxa de deformação de 0,2 s -1 e tempo entre passes (t ip ) de 100 s. (a) Curva de escoamento plástico. (b) e (c) Variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada...74 Figura Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 900 C, taxa de deformação de 0,2 s -1 e tempo entre passes (t ip ) de 300 s. (a) Curva de escoamento plástico. (b) e (c) Variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada...74 Figura Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 900 C, taxa de deformação de 0,2 s Figura Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 1000 C, taxa de deformação de 0,2 s -1 e tempo entre passes (t ip ) de 10 s. (a) Curva de

13 escoamento plástico. (b) e (c) Variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada...75 Figura Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 1000 C, taxa de deformação de 0,2 s -1 e tempo entre passes (t ip ) de 100 s. (a) Curva de escoamento plástico. (b) e (c) Variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada...76 Figura Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 1000 C, taxa de deformação de 0,2 s -1 e tempo entre passes (t ip ) de 300 s. (a) Curva de escoamento plástico. (b) e (c) Variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada...77 Figura Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 1000 C, taxa de deformação de 0,2 s Figura Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 1100 C, taxa de deformação de 0,2 s -1 e tempo entre passes (t ip ) de 1 s. (a) Curva de escoamento plástico. (b) e (c) Variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada...78 Figura Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 1100 C, taxa de deformação de 0,2 s -1 e tempo entre passes (t ip ) de 10 s. (a) Curva de escoamento plástico. (b) e (c) Variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada...78 Figura Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 1100 C, taxa de deformação de 0,2 s -1 e tempo entre passes (t ip ) de 100 s. (a) Curva de escoamento plástico. (b) e (c) Variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada...79 Figura Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 1100 C, taxa de deformação de 0,2 s -1 e tempo entre passes (t ip ) de 300 s. (a) Curva de escoamento plástico. (b) e (c) Variação da taxa de encruamento em função da tensão aplicada...80 Figura Ensaios isotérmicos interrompidos realizados a 1100 C, taxa de deformação de 0,2 s Figura Tamanho de grão austenítico (TGA) obtido nos ensaios isotérmicos contínuos via microscopia óptica (MO)...82 Figura Tamanho de grão austenítico (TGA) obtido nos ensaios isotérmicos

14 interrompidos com 2 deformações via microscopia óptica (MO) em função do tempo entre passes (t ip )...82 Figura (a) Microestrutura do aço API 5L X70 no estado como recebido. (b) Microestrutura do material solubilizada a 1200 C por 10 min e resfriado em CO Figura Microestrutura do aço API 5L X70 deformado nos ensaios isotérmicos contínuo e resfriado em CO 2. Taxa de deformação 0,2 s -1. Temperatura de deformação: (a) 900 C. (b) 950 C. (c) 1000 C. (d) 1100 C...83 Figura Microestrutura do aço API 5L X70 deformado em ensaio isotérmico interrompido com 2 deformações e temperada em CO 2. Temperatura de deformação 900 C. Taxa de deformação 0,2 s -1 e tempo entre passes: (a) 1 s. (b) 10 s. (c) 100 s. (d) 300 s...84 Figura Microestrutura do aço API 5L X70 deformado em ensaio isotérmico interrompido com 2 deformações e resfriado por CO 2. Temperatura de deformação 1100 C. Taxa de deformação 0,2 s -1 e tempo entre passes: (a) 1 s. (b) 10 s. (c) 100 s. (d) 300 s...84 Figura 6.1- Variação da deformação crítica em função do inverso da temperatura absoluta...89 Figura 6.2- Relação entre a deformação crítica e a deformação de pico para o aço API 5L microligado ao Nb-Ti-V...90 Figura 6.3- Comparação do tamanho de grão austenítico obtido experimentalmente com o obtido por modelamento matemático...90 Figura 6.4- Variação do parâmetro de amaciamento em função do tempo entre passes (T ip )...91 Figura 6.5- Variação do parâmetro de amaciamento em função da temperatura de deformação...91

15 LISTA DE TABELAS Tabela 3.1- Equações cinéticas da fração de recristalização...40 Tabela 3.2- Equações que descrevem o tamanho de grão da austenita após completa recristalização Tabela 3.3- Equações do tamanho de grão final da austenita considerando o crescimento...42 Tabela 3.4- Equações para determinação da deformação crítica (ε c ) e da deformação de pico (ε p )...44 Tabela 3.5- Equações do produto de solubilidade de alguns precipitados presentes em aços ARBL (38)...49 Tabela 3.6 Efeito da temperatura e tempo de encharque nos valores de T nr para o aço microligado ao Nb-V-Ti estudado por Shiavo et al (41)...51 Tabela 4.1- Composição química do API 5L X70 estudado...55 Tabela 4.2- Parâmetros para simulação dos ensaios isotérmicos contínuos nos ensaios de torção a quente...59 Tabela 4.3- Parâmetros para simulação dos ensaios isotérmicos interrompidos com duas deformações nos ensaios de torção a quente...61 Tabela 5.1- Temperaturas de não recristalização (T nr ) pela equação de Borato e de início de transformação de fase austenita-ferrita (T Ar3 ) pela equação de Ouchi calculados para o aço em estudo...64 Tabela 5.2- Temperaturas de solubilização dos carbonetos e nitretos na austenita calculados para o aço em estudo...65 Tabela 5.3- Parâmetros obtidos nos ensaios isotérmicos contínuos...71 Tabela 5.4- Parâmetro de amaciamento PA (%) calculados para as curvas de escoamento plástico nos ensaios de deformação isotérmicos interrompidos...80 Tabela 5.5- Tamanho de grão obtido dos ensaios metalográficos...81 Tabela 5.6- Deformação crítica e deformação de pico determinadas através de modelamento matemático para ensaios de deformação isotérmicos contínuos considerando as equações de Minami (equações 3.21 a 3.23) para aços ao Nb nos ensaios com ocorrência de recristalização dinâmica...85 Tabela 5.7- Deformação crítica e deformação de pico determinadas através de modelamento matemático para ensaios de deformação isotérmicos contínuos considerando a equação de Fernandez et al (equação 3.24) para aços ao Nb-Ti

16 nos ensaios com ocorrência de recristalização dinâmica...85 Tabela 5.8- Fração de recristalização (X) e do tamanho de grão (d f ) após deformação calculados através de modelamento matemático para ensaios de deformação isotérmicos contínuos com ocorrência de recristalização dinâmica..86 Tabela 5.9- Resultados obtidos através de modelamento matemático para ensaios de deformação isotérmicos interrompidos para tempo entre passas (tip) de 1, 10, 100 e 300 s, temperatura de 1100 C e taxa de deformação de 0,2 s Tabela Resultados obtidos através de modelamento matemático para ensaios de deformação isotérmicos interrompidos para tempo entre passas (tip) de 1, 10, 100 e 300 s, temperatura de 1000 C e taxa de deformação de 0,2 s Tabela 6.1- Tabela resumo apresentando as principais variáveis obtidas nos ensaios de torção a quente e modelagem matemática nos ensaios com duas deformações...92

17 LISTA DE ABREVIATURAS API Americam Petroleum Institute ARBL Aços de Alta Resistência e Baixa Liga CDP Corpos de Prova MO Microscopia ótica PA Parâmetro de Amaciamento RD Recristalização Dinâmica RE Recristalização Estática RMD Recristalização Metadinâmica

18 LISTA DE SÍMBOLOS T Ar3 T Ar1 T nr T S T E K S Temperatura de início de transformação de fase da austenita em resfriamento Temperatura de final de transformação de fase da austenita em resfriamento Temperatura de não recristalização Temperatura de solubilidade de carbonitretos Temperatura de deformação Produto de solubilidade, Ferrita Austenita σ e σ p σ ss ε e ε p ε c θ ε ε a έ 1 t ip t e X t f Q def d 0 d rec d Z Tensão equivalente Tensão de Pico Tensão de estado estacionário Deformação equivalente Deformação de Pico Deformação crítica Taxa de Encruamento Grau de deformação Deformação acumulada Taxa de Deformação Tempo entre deformações Tempo de encharque Fração recristalizada num tempo t f Tempo necessário para obter uma dada fração de recristalização f Energia de ativação para a deformação Tamanho de grão inicial Tamanho de grão da austenita após completa recristalização Tamanho de grão final da austenita, tanto para a recristalização parcial como para o tamanho de grão após crescimento Parâmetro de Zener-Hollomom

19 SUMÁRIO 1. INTRODUÇÃO OBJETIVOS REVISÃO BIBLIOGRÁFICA MECANISMOS DE AUMENTO DE RESISTÊNCIA MECÂNICA AÇOS ARBL E DESENVOLVIMENTO DOS AÇOS API PARA DUTOS Aços ARBL Desenvolvimento dos aços API para dutos ASPECTOS METALÚRGICOS DO PROCESSO DE DEFORMAÇÃO A QUENTE Encruamento Recuperação estática Recuperação dinâmica Recristalização estática Recristalização dinâmica Recristalização metadinâmica MODELOS MATEMÁTICOS MICROESTRUTURAIS Modelagem da cinética da recristalização Tamanho de grão recristalizado da austenita Deformação crítica (ε c ) e deformação de pico (ε p ) LAMINAÇÃO CONTROLADA Reaquecimento de placas Laminação convencional da austenita em alta temperatura Tempo de espera Laminação na região de não recristalização da austenita Laminação entre T Ar3 e T Ar Laminação da ferrita ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE MATERIAIS E MÉTODOS MATERIAL PREPARAÇÃO DOS CORPOS DE PROVA (CDP S) ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE... 56

20 4.3.1 Equipamento utilizado Adaptações realizadas no equipamento Ensaios isotérmicos contínuos Ensaios isotérmicos interrompidos com duas deformações DETERMINAÇÃO DO TAMANHO DE GRÃO AUSTENÍTICO MODELO MICROESTRUTURAL RESULTADOS TEMPERATURAS CRÍTICAS E DE SOLUBILIZAÇÃO ENSAIOS DE TORÇÃO A QUENTE Ensaios isotérmicos contínuos Ensaios isotérmicos interrompidos com duas deformações ENSAIOS METALOGRÁFICOS MODELO MICROESTRUTURAL DISCUSSÃO ENSAIOS ISOTÉRMICOS CONTÍNUOS ENSAIOS ISOTÉRMICOS INTERROMPIDOS COM DUAS DEFORMAÇÕES CONCLUSÃO SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS REFERÊNCIAS... 98

21 19 1. INTRODUÇÃO Impulsionada principalmente pelas novas descobertas das reservas do présal, a produção estimada de petróleo e gás natural no Brasil deve praticamente dobrar até Somente a Petrobras prevê investimentos de US$ 174,4 bilhões no período entre , conforme o seu Plano Estratégico mostrado na Figura1.1 (1). Figura 1.1 Investimentos previstos pela Petrobras no período [1]. Mas o desenvolvimento desta produção, principalmente das reservas relacionadas ao pré-sal, requer a necessidade de desenvolvimento e aprimoramento das atuais tecnologias disponíveis, abrangendo não somente a área de exploração e produção (E&P), mas também as demais áreas da cadeia de produção de petróleo e gás natural, incluindo aí as áreas de downstrean (refino), distribuição e gás & energia. Nos projetos de escoamento e transferência da produção de gás natural, em particular, os novos campos da área do pré-sal apresentam duas particularidades e desafios tecnológicos que os diferenciam dos atuais campos off-shore em produção no Brasil: - Enquanto atualmente as distâncias médias entre os campos de produção e a costa giram em torno de 50 km a no máximo 180 Km como acontece por exemplo na Bacia de Campos, estas distâncias nas áreas das novas descobertas do pré-sal são, em média, de 340 km, conforme Figura 1.2 (2).

22 20 Figura 1.2 Localização geográfica dos novos campos da área do pré-sal (2). - Em função dos altos volumes previstos de produção de óleo nestas novas áreas, a produção de gás associado também apresentará volumes significativos, com previsão de produção de 40 milhões de m 3 /dia em 2020 (1). Para vencer estes novos desafios é necessário um aprimoramento contínuo dos materiais empregados nos tubos utilizados nestes gasodutos em toda a sua cadeia, passando pelas etapas de elaboração e fabricação do aço, processos termomecânicos de conformação das chapas, processos de fabricação dos tubos e finalmente nas técnicas de construção e montagem empregadas, que requerem a utilização de tubos com diâmetros e pressão de operação cada vez maiores, levando a um aumento da espessura dos tubos e/ou a necessidade de utilização de materiais de alta resistência. Esta segunda opção se torna mais atrativa, pois possibilita a diminuição da espessura dos tubos, reduzindo o peso e, desta forma, os custos na aquisição, no transporte e na construção e montagem, e viabilizando inclusive projetos onde a aplicação de um aço com menor resistência resultaria em chapas com espessuras muito altas impossibilitando até mesmo a fabricação destes tubos. Os aços para tubulações na indústria do petróleo são classificados segundo a API (American Petroleum Institute) em função de sua aplicação, composição química e resistência mecânica. Os aços utilizados especificamente na fabricação de tubos para linhas de transmissão (transferência e transporte de petróleo e gás

23 21 natural) seguem a classificação API 5L (Specification for Line Pipe Steel) (3). Estes aços devem possuir alta resistência, boa tenacidade a baixas temperaturas e boa soldabilidade. O baixo teor de carbono, o qual é compensado pela adição de elementos microligantes que mantêm a resistência mecânica, melhora a soldabilidade e aumenta a tenacidade (4). Os materiais que atendem a estas características são os aços microligados de alta resistência e baixa liga (ARBL) submetidos a tratamentos termomecânicos controlados, processo conhecido como laminação controlada, a qual incorpora na sua rota de produção conceitos como endurecimento por precipitação, refino de grão e adição de elementos microligantes associados a diferentes escalas de passes de temperaturas de laminação (5). Durante o processo de laminação controlada, os parâmetros termomecânicos, tais como temperatura, deformação, taxa de deformação e intervalos entre passes, têm uma grande influência no processo de restauração dos aços, e influenciam na morfologia e tamanho de grãos durante e após as deformações. Conseqüentemente, esses parâmetros tem influência direta nas propriedades mecânicas finais do material (6). O ensaio de torção a quente é uma técnica experimental que permite investigar os mecanismos dominantes que atuam em cada etapa da laminação controlada, através da obtenção das curvas de escoamento plástico e do acompanhamento microestrutural do material, permitindo assim determinar os eventos característicos da laminação a quente e projetar seqüências de deformações com vistas a otimização (7).

24 22 2. OBJETIVOS O objetivo do presente estudo foi de investigar o efeito dos parâmetros termomecânicos de um aço API 5L Nb-V-Ti durante a deformação a quente, procurando correlacionar esses parâmetros e o tamanho de grão austenítico com os mecanismos de amaciamento atuantes. O estudo foi constituído nas seguintes etapas: - implantação de adaptações na máquina de torção a quente existente no Laboratório de Conformação Mecânica do IFES para realização de resfriamento rápido das amostras durante e após os ensaios e, desta forma, possibilitar estudos mais detalhados dos mecanismos de amaciamento através de análises metalográficas posteriores. Durante a fase de adaptações foi realizada a troca do forno de resistência original por um forno de indução de potência maior, visando aumentar a temperatura máxima do ensaio e a taxa de aquecimento; - obtenção, através de ensaios de torção a quente isotérmicos, das curvas de escoamento plástico (σ e x ε e ) e de variação da taxa de encruamento em função da tensão (θ x σ e ), de forma a determinar os valores dos principais parâmetros termomecânicos e os processos de amaciamento atuantes em cada ensaio; - realização de ensaios de torção a quente isotérmicos interrompido com duas deformações para analisar os mecanismos de amaciamento atuantes entre os passes de deformação; - determinação do tamanho de grão austenítico das amostras ensaiadas via microscopia óptica (MO), confrontando os dados desta análise com os mecanismos de amaciamento atuantes; - correlação dos resultados obtidos nos ensaios de torção a quente e análises metalográficas com os resultados obtidos de modelos matemáticos utilizando equações existentes na literatura.

25 23 3. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 3.1 MECANISMOS DE AUMENTO DE RESISTÊNCIA MECÂNICA Existem várias técnicas de endurecimento possíveis de serem aplicadas nos materiais e em particular nos aços e ligas especiais. Para a compreensão destes mecanismos é fundamental o entendimento e o estudo dos mecanismos de movimento das discordâncias, que são defeitos cristalinos lineares presentes nos materiais. Uma vez que a deformação plástica macroscópica corresponde ao movimento de um grande número de discordâncias, a habilidade de um metal se deformar plasticamente depende da habilidade delas se moverem. Já que a dureza e a resistência estão relacionadas com a facilidade com que a deformação plástica pode ser induzida mediante a redução da mobilidade das discordâncias, a resistência mecânica pode ser desta forma melhorada (8). Assim o princípio básico desses mecanismos consiste em dificultar ao máximo a mobilidade das discordâncias presentes no reticulado cristalino do metal (9). A resistência mecânica de um aço estrutural corresponde à somatória das contribuições dos diversos mecanismos de endurecimento atuantes em sua microestrutura. Os principais tipos são (10) : N resistência básica dos átomos de ferro σ i ; N endurecimento por solução sólida proporcionado pelos elementos de liga solubilizados (C, N, P, Mn, Si, Cr, Mo, etc.) σ s ; N endurecimento por refino do tamanho de grão σ tg ; N endurecimento por precipitação de compostos intermetálicos σ ppt ; N endurecimento por segunda fase σ y ; N endurecimento por discordâncias ou encruamento σ disc. O endurecimento por solução sólida decorre da presença de átomos de elementos de liga solubilizados no reticulado do solvente no caso, o Fe. Os elementos de liga podem estar dissolvidos na matriz constituindo como solução sólida substitucional e/ou solução sólida intersticial. A introdução de átomos em solução sólida distorce a rede cristalina do ferro em razão da diferença de tamanho entre os raios atômicos do soluto e do solvente. Interações do campo de

26 24 deformação da rede cristalina entre as discordâncias e os átomos de impurezas resultam desse processo e, consequentemente, o movimento de discordâncias é restringido, aumentando desta forma a resistência no aço (8). De maneira geral, o efeito do endurecimento por solução sólida decorre dos seguintes fatores (10) : N diferença de tamanho entre átomos do soluto e os do solvente; N perturbações na estrutura eletrônica, que podem estar presentes em termos da diferença no módulo de cisalhamento entre o soluto e solvente; e N concentração do soluto. Como exemplo de elementos que formam soluções sólidas substitucionais, temos o Al, Mo, Si, Mn, Ni e Cu. A contribuição do endurecimento por este mecanismo é muito pequena no aumento da resistência mecânica quando consideramos outros mecanismos como o refino do grão e fases dispersas na matriz, tendo inclusive casos de alguns elementos que contribuem negativamente no aumento da resistência mecânica do material (11). Este fato fica evidente quando analisamos a Figura 3.1, que relaciona o grau de contribuição de alguns elementos de liga no aumento de resistência por solução sólida em um aço ARBL ferríticoperlítico. Silício Cobre Manganês Molibdênio Níquel e Alumínio Cromo Figura 3.1 Efeito dos elementos de liga sobre o limite de escoamento de aços ARBL ferríticosperlíticos (11).

27 25 Nota-se também, analisando a Figura 3.1, que os intersticiais C e N apresentam uma maior contribuição para o aumento do limite de escoamento em relação aos substitucionais. O maior efeito endurecedor promovido pelos intersticiais é justificado por esses elementos provocarem distorções mais assimétricas na rede cristalina (12). As soluções sólidas intersticiais possuem elevados campos de deformação em volta de si mesmas e outros átomos intersticiais interagem fortemente com estes campos levando a formação de concentrações ou atmosferas de intersticiais nas proximidades das discordâncias. Apenas uma pequena concentração de elementos intersticiais é necessária para bloquear as discordâncias, mas em geral os solutos intersticiais possuem solubilidade limitada (5). Com exceção do Ni, Cr e Al, o mecanismo de endurecimento por solução sólida aumenta o limite de escoamento do material, entretanto, tanto átomos substitucionais como intersticiais são prejudiciais à tenacidade do aço (5). O endurecimento por refino de tamanho de grão é quantificado pela consagrada equação de Hall-Petch, onde o limite de escoamento (σ E ) varia com o tamanho médio dos grãos (d) conforme a relação: σ E = σ 1 + k e.d -1/2 (3.1) onde σ 1 e k e são constantes específicas para cada material (8). Segundo Hall-Petch, o contorno de grão funciona como uma barreira que impede o movimento das discordâncias, empilhando-as no mesmo durante a deformação plástica. Com a diminuição do tamanho do grão, há um aumento na área de contorno de grão que, funcionando como barreiras ao movimento das discordâncias, podem causar a elevação na resistência a deformação do metal (13). Este é o único mecanismo de endurecimento que aumenta tanto a resistência mecânica como a tenacidade dos metais. Por esse motivo, o refino de grão geralmente é o primeiro mecanismo de endurecimento cogitado durante a definição dos processos metalúrgicos de conformação e tratamento térmico de aços estruturais (9). O endurecimento por precipitação é muito comum nos aços microligados, em razão das partículas extremamente finas que se precipitam na ferrita durante o resfriamento lento desses aços após laminação a quente ou tratamento térmico. A

28 26 intensidade desse endurecimento depende das características das partículas precipitadas, tais como resistência mecânica, estrutura, espaçamento, tamanho, formato e distribuição. O endurecimento por precipitação é diretamente proporcional à quantidade dos precipitados e inversamente proporcional ao seu diâmetro (9). Conforme discutido anteriormente, este mecanismo é bastante utilizado nos aços ARBL, utilizando principalmente Nb, Ti e V, pois durante a laminação a quente, os precipitados retardam a recristalização possibilitando uma maior deformação do grão, ocasionando uma maior quantidade de pontos de nucleação devido à deformação, ocasionando a formação de grão mais refinados. O endurecimento por segunda fase decorre da presença de mais de uma fase ou constituinte na microestrutura do aço como a perlita, por exemplo. No endurecimento por discordâncias ou encruamento o efeito de endurecimento é diretamente proporcional à raiz quadrada da densidade de discordâncias ρ presente na microestrutura (10). σ f = σ 2 + k.ρ -1/2 (3.2) onde σ f é tensão de fluxo, σ 2 é a tensão de fluxo relacionada a outros mecanismos de endurecimento, K é uma constante dependente do módulo de cisalhamento e do vetor de Burgers e ρ é a densidade de discordâncias. A densidade de discordâncias em um metal aumenta com a deformação ou com o encruamento, devido a multiplicação das discordâncias ou a formação de novas discordâncias. Em função da perda de ductilidade que este mecanismo ocasiona, aços submetidos a este tipo de mecanismo, como aços laminados a frio, são posteriormente recozidos. 3.2 AÇOS ARBL E DESENVOLVIMENTO DOS AÇOS API PARA DUTOS Aços ARBL Aços microligados são conhecidos como aços de alta resistência e baixa liga (ARBL ou HSLA - High Strength Low Alloy), sendo constituídos por um grupo específico de aços com composição química especialmente desenvolvidos para alcançar elevados valores de propriedades mecânicas. A aplicação de aços

29 27 microligados oferece uma redução de custos com a eliminação de tratamentos térmicos adicionais e com a obtenção de melhorias na qualidade das propriedades mecânicas, quando utilizado o processo termomecânico apropriado (13). Estes aços, mais recentemente, foram englobados numa família designada como aços avançados de alta resistência (advanced high strenght steels) agrupando outros tipos de aços que foram desenvolvidos nos últimos 40 anos em resposta às crescentes exigências dos usuários finais em termos de resistência mecânica e conformabilidade. Neste grupo, além dos aços ARBL, temos os aços BH (bakehardening), aços DP (dual phase), aços TRIP (transformation induced plasticity), aços Mart (Martensitic steels), aços IF (intersticial free), aços CP (complex phase), entre outros. Na Figura 3.2 são apresentados estes aços para efeitos de comparação de suas propriedades mecânicas. (7, 9, e 16). Figura 3.2 Relação de ductilidade e resistência de várias categorias de materiais de alta resistência (16). As pesquisas relativas aos aços ARBL foram iniciadas no final da década de 1950 (9), tendo-se alcançado grandes avanços entre as décadas de 1960 e 1980 (5), principalmente com a introdução do processo de laminação controlada (17). De modo geral, a evolução dos aços ARBL se deve à (16) : N Procura de mecanismos refinadores dos grãos da estrutura, acompanhados por aumentos de tenacidade e limite de escoamento; N Melhoria da soldabilidade pela redução do carbono equivalente e controle da evolução da ZAC (zona afetada pelo calor);

30 28 N Melhoria da tenacidade e ductilidade, pelo controle da quantidade e da forma de inclusões não metálicas. Sant anna (18) também enfatiza que a conjunção das propriedades resistência mecânica e tenacidade à fratura nos aços ARBL é o resultado da combinação de uma microestrutura com grãos refinados, alta densidade de discordâncias (geradas pela deformação a fria do material), endurecimento por precipitação (causados por carbonetos de Ti, V e Nb finamente dispersos na matriz) e um endurecimento residual causado pela textura/anisotropia no material. A adição de elementos microligantes permitiu, inicialmente, uma significativa redução do carbono equivalente, porém, uma maior redução no carbono equivalente tornou-se possível com procedimentos de melhoria no processamento termomecânico, como laminação controlada. Analisando a contribuição de cada mecanismo de aumento de resistência no aumento do limite de escoamento nos aços ARBL, Ramírez (4) descreve que o principal mecanismo atuante para o aumento da resistência mecânica destes aços é o endurecimento por refino de grão ferrítico. Em menor proporção, o aumento de resistência é atribuído aos precipitados, ao endurecimento por solução sólida e ao encruamento. Tanto Poorhaydari (19), numa pesquisa realizada com quatro tipos de aços baixo carbono com adições diferenciadas de Ti, Ni e V, laminados na etapa de acabamento na fase de não-recristalização, e resfriados aceleradamente, quanto Vieira (5), numa avaliação de três aços da classe API 5L, Nb-Cr, Nb-Cr-Mo e Nb-Cr- Mo-V, descrevem que a maior contribuição ao limite de escoamento foi devido ao refino do grão (70% de contribuição em média, considerando os subgrão) e da formação de estruturas bainíticas. As contribuições devido às fontes de aumento de resistência como precipitados, discordâncias e solução sólida são limitadas, não variando muito entre os diferentes aços examinados nos estudos mencionados. Está conclusão pode ser visualizada na Figura 3.3.

31 29 Figura 3.3 Comparação entre as contribuições dos mecanismos de aumento de resistência de 4 aços ARBL (19). Com relação à atuação dos elementos microligantes nos aços ARBL, Lu e colaboradores (20) observaram que um aumento significativo na resistência mecânica dos aços ARBL microligados em termos de precipitação só ocorre se houver precipitação fina, com precipitados menores que 20 nm, dispersos pela matriz. Analisando as características dos elementos microligantes nestes aços, Gorni (9) descreve que o Ti (titânio) é mais indicado para o controle do tamanho de grão durante o reaquecimento. Os precipitados desse elemento possuem baixa solubilidade, particularmente o TiN, que se mantém estável mesmo no aço líquido. O Nb (nióbio) atua no controle do tamanho de grão austenítico durante o processamento. Esse elemento, tanto na forma solubilizada como constituindo em precipitados, possui a capacidade de retardar a recristalização da austenita entre os passes de laminação abaixo de uma determinada temperatura (designada como T nr, ou temperatura de não-recristalização). Dessa forma, durante a fase de acabamento da laminação controlada, ocorre uma virtual laminação a frio da austenita, cujos grãos ficam completamente achatados e encruados imediatamente antes de sua transformação, proporcionando inúmeros pontos propícios para a nucleação de ferrita durante o resfriamento posterior. Dessa forma a austenita encruada dá origem a uma microestrutura ferrítica intensamente refinada (9). Os aços microligados ao vanádio podem manter uma grande quantidade de vanádio em solução na austenita e na decomposição da austenita, podendo ser usado para o endurecimento por precipitação, em temperaturas baixas (21).

32 30 Assim, estes novos conceitos metalúrgicos e de processamento, nas últimas décadas, vêm contribuindo para o desenvolvimento contínuo de materiais com características cada vez mais adequadas a aplicações específicas, cuja evolução em termos de processos, mecanismos utilizados e normas podem ser visualizados na Figura 3.4. Figura 3.4 Evolução histórica dos processos de laminação, mecanismos metalúrgicos e normas que surgiram em razão dos desenvolvimentos científicos e tecnológicos (22) Desenvolvimento dos aços API para dutos Conforme descrito, os aços ARBL utilizados na fabricação de tubos para utilização em gasodutos e oleodutos seguem a Norma API 5L (Specification for Line Pipe Steel). Nesta norma o grau do aço reflete a tensão de escoamento mínima do material em [ksi]. Para o aço API 5L X80, por exemplo, a norma especifica que este aço deve ter limite de escoamento mínimo igual a 80 ksi (550 MPa) (3). A Figura 3.5 mostra a evolução dos aços grau API para a fabricação de tubos de grandes diâmetros ao longo dos últimos 60 anos. Pode-se observar que a evolução dos processos termomecânicos e das técnicas de fabricação dos tubos levou a um aumento contínuo da resistência mecânica desses aços, refletido na utilização do aço API 5L X42 na década 1950 até o API 5L X120 nos dias atuais (4 e 23).

33 31 Figura 3.5 Evolução dos materiais e processos de fabricação dos tubos API 5L (23). A Figura 3.6 mostra a evolução dos aços API em termos microestruturais. É possível observar a redução do tamanho de grão e a sua correlação com o processo termomecânico utilizado (24). Figura 3.6 Evolução do tamanho de grão obtido pelos diferentes processos de laminação (24).

34 ASPECTOS METALÚRGICOS DO PROCESSO DE DEFORMAÇÃO A QUENTE Durante a deformação a quente, mecanismos de endurecimento como o encruamento e mecanismos de amaciamento como a recuperação e a recristalização podem operar concomitantemente na estrutura do material metálico. Esses mecanismos influenciam diretamente os níveis de ductilidade e de resistência mecânica apresentadas pelos materiais metálicos durante a deformação a quente. Quando os mecanismos de endurecimento predominam, ocorre um aumento da resistência mecânica do material e uma diminuição da sua ductilidade. Entretanto, quando os mecanismos de amaciamento predominam, como a recuperação e a recristalização, a resistência decresce enquanto a ductilidade é aumentada (25). Os processos de amaciamento, recuperação e recristalização, podem ser classificados como dinâmicos, quando ocorrem durante a deformação, ou estáticos, quando ocorrem após a deformação ou nos intervalos entre deformações (15). Quando os materiais cristalinos são deformados em temperaturas elevadas, o acúmulo de discordâncias é continuamente aniquilado pelos fenômenos restauradores de acordo com a energia de defeito de empilhamento (EDE) do aço. Nas fases que apresentam alta EDE, como é o caso da ferrita, o fenômeno atuante é a recuperação dinâmica. Já nas fases que apresentam baixa EDE, como é o caso da austenita, o fenômeno atuante é a recristalização dinâmica (26) Encruamento Sob o ponto de vista estritamente do processamento a quente, o encruamento ocorre quando metais e ligas são deformados a quente e tem-se um aumento na densidade de discordâncias, que por sua vez interagem umas com as outras, impedindo seus movimentos através da rede cristalina (25). Durante este processo, podem estar presentes, basicamente, duas classes de discordâncias: as móveis, através das quais se têm mudanças de forma ou acomodações nos cristais, e as imóveis, que se acumulam interagindo entre si de forma aleatória, aprisionandose e formando subestruturas emaranhadas, células ou subgrãos (7).

35 Recuperação estática A recuperação estática inicia-se imediatamente após a interrupção da deformação sem a necessidade de um tempo de incubação (15). Da mesma forma que ocorre na recuperação dinâmica, este processo induz à formação de estruturas de células e de subgrãos (6) Recuperação dinâmica Durante o encruamento, as discordâncias tornam-se emaranhadas. As operações de mecanismos termicamente ativados como a escalagem e o deslizamento cruzado fazem com que as discordâncias se rearrangem formando uma estrutura celular, comportamento que pode ser visualizado na Figura 3.7. Este mecanismo produz um amaciamento que limita o encruamento e conduz a um estado estacionário a tensão constante para deformações elevadas conforme mostra a Figura 3.8 que apresenta uma curva típica deste comportamento. Esta estabilidade resulta de um equilíbrio dinâmico entre a velocidade de geração e aniquilação das discordâncias, fazendo com que o tamanho médio dos subgrãos não varie com a deformação, sendo dependente da temperatura e da taxa de deformação (26). Figura 3.7 Vários estágios de recuperação de um metal deformado plasticamente. (a) emaranhado de discordâncias, (b) formação de células, (c) aniquilação de discordâncias nas paredes das células e (d) formação de subgrãos (26). O processo de recuperação não causa mudança apreciável na microestrutura. Não há nenhum movimento de contorno de grão envolvido, mas um

36 34 re-arranjo das discordâncias em contornos de subgrãos, e os grãos vão se alongando de acordo com a forma do material (6). Este comportamento é típico de metais com alta EDE (7 e 25). A característica microestrutural predominante da recuperação dinâmica de metais é uma estrutura de subgrãos bem definida (25). Figura 3.8 Curvas de escoamento plástico do ferro Armco obtidas com έ = 0,0015 s -1 (25) Recristalização estática Após o término da deformação tem-se a recuperação estática que restaura o material até uma certa proporção, sendo que o seu amaciamento ou restauração total só ocorre através da recristalização estática. Esse fenômeno elimina as discordâncias de forma coletiva, com a nucleação e crescimento de novos grãos isentos de deformação. Uma vez que a recristalização inicia-se pela nucleação de novos grãos, é necessário um tempo de incubação e uma quantidade de energia armazenada maior que um certo valor crítico, que é característico de cada material (7).

37 Recristalização dinâmica Quando em um material metálico a escalagem e o deslizamento cruzado não operarem mais de maneira efetiva, devido à baixa mobilidade das discordâncias, surge durante a deformação a quente, um outro processo de restauração em deformações maiores, que é a recristalização dinâmica. Neste caso, tem-se a formação de uma subestrutura de arranjos planares das discordâncias que não é completamente recuperada durante a deformação. Assim, as células têm tamanhos relativamente menores e suas paredes são mais emaranhadas quando comparadas com as de metais que sofreram alto grau de recuperação dinâmica (25). Segundo Padilha e Siciliano (26), a recristalização pode ser definida como a migração de contornos de alto ângulo varrendo a microestrutura e absorvendo defeitos cristalinos, sendo que o principal potencial termodinâmico para que ela ocorra é a energia armazenada na deformação. Quando há a formação de uma região livre de defeitos, circundada por um contorno de alto ângulo, a recristalização prossegue por meio do crescimento desse núcleo sobre a matriz ainda não recristalizada. A recristalização dinâmica nos materiais metálicos pode iniciar-se pelo encurvamento de contornos de grãos, pelo coalescimento de subgrãos ou pela nucleação em células com alta desorientação dentro dos grãos. Após a formação dos núcleos, estes crescem devido à diferença de densidade de discordâncias entre o interior dos núcleos e as regiões adjacentes até que uma estrutura de grãos novos esteja formada. A recristalização pode ser entendida como um processo de restauração que envolve a eliminação coletiva de discordâncias pela migração dos contornos de alto ângulo (25). A presença destes grãos recristalizados, contendo uma densidade de discordância muito baixa, produz um forte amaciamento da estrutura. Curvas características de materiais que se recristalizam dinamicamente podem ser visualizadas na Figura 3.9 e Figura 3.10.

38 36 Figura 3.9 Curvas de escoamento plástico do aço inoxidável austenítico 316 deformado com έ = 1 s - 1 (25). Estas curvas são caracterizadas pela existência de um ou vários picos de tensão, de acordo com as condições de temperatura e velocidade de deformação. No caso da Figura 3.10 (a), ocorrem várias oscilações onde a cinética de recristalização dinâmica é suficientemente rápida para atingir a completa recristalização antes que um novo ciclo comece nos grãos recristalizados, o que ocorre quando a velocidade de deformação é baixa e/ou a temperatura é elevada. Já no caso da Figura 3.10 (b), diferentes ciclos de recristalização sobrepõem parcialmente conduzindo a curvas com somente um pico e um patamar de regime estacionário (27). Figura 3.10 Curvas de fluxo típicas de materiais que apresentam recristalização dinâmica durante a deformação a quente: (a) presença de vários picos de tensão e (b) presença de um único pico de tensão (27).

39 37 Para que a recristalização dinâmica ocorra, é necessário que uma deformação crítica (ε c ) seja alcançada. Alguns autores descrevem que essa deformação é em média equivalente a 80% da deformação de pico (ε p ) (28). Poliak e Jonas (29) mostram que é possível identificar a deformação crítica (ε c ) mesmo na ausência de uma tensão de pico que evidencie a recristalização dinâmica. A condição crítica é atingida quando dσ/dε atinge um valor mínimo e este ponto representa uma inflexão na curva da taxa de encruamento (θ) versus a tensão (σ), como pode ser observado na figura Neste ponto, a curva da taxa de encruamento muda de inclinação até que a derivada seja igual à zero, que corresponde à tensão de pico (σ p ), mostrando a ocorrência da recristalização dinâmica. A curva da taxa de encruamento pode ser extrapolada para uma tensão de saturação hipotética (σ e ou σ ss ), cuja taxa de encruamento é igual a zero, devido apenas à ocorrência de recuperação dinâmica. Assim, a tensão de estado estacionário, σ ss, fornece uma medida do amaciamento adicional que aconteceria depois do pico de tensão, σ p, se o material não se recristaliza dinamicamente (5). Figura 3.11 (a) Curva de escoamento comparando os fenômenos de encruamento, de recuperação dinâmica e de recristalização dinâmica (b) e derivada da curva tensão-deformação (29) Recristalização metadinâmica A recristalização metadinâmica (MDRX), ou pós-dinâmica, consiste no crescimento de núcleos gerados durante a deformação e que crescem após o descarregamento. É um tipo de recristalização que inicia dinamicamente e cresce estaticamente durante o tempo entre os passes conforme ilustrado na Figura Na maioria dos casos, a deformação do estado estacionário (σ ss ) não é atingida