EVOLUÇÂO MICROESTRUTURAL DE UM AÇO BAIXO CARBONO (C-Mn) E UM AÇO MICROLIGADO SUBMETIDOS A UM TRATAMENTO TERMOMECANICO A MORNO

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1 EVOLUÇÂO MICROESTRUTURAL DE UM AÇO BAIXO CARBONO (C-Mn) E UM AÇO MICROLIGADO SUBMETIDOS A UM TRATAMENTO TERMOMECANICO A MORNO W. A. Hormaza 1, C. A. Oliveira 2, G. M. Castro 3 Departamento de Engenharia Mecânica, UFSC, Campus Universitário Trindade CP 476. CEP Florianópolis, SC-Brasil wilsonhormaza@gmail.com 1,2,3 Departamento de Engenharia Mecânica, UFSC, Florianópolis, SC- Brasil RESUMO A indústria automobilística é um dos maiores mercados para o aço do mundo e, pela sua importância, tem promovido inúmeros desenvolvimentos nos últimos anos. Um deles é a obtenção de estruturas refinadas através do processamento termomecânico (interação de deformação plástica e tratamento térmico), visando atingir uma microestrutura predeterminada. Nesse contexto, o objetivo deste trabalho é estudar a evolução microestrutural de dois aços, baixo carbono (C-Mn) e microligado, submetidos a um tratamento termomecânico a morno. Inicialmente, as amostras foram aquecidas a 550 C, deformadas através de forjamento (deformações de 40%; 60% e 80%) e resfriadas em água. Em seguida foram recozidas na região subcrítica por tempos de 1 a 10 minutos e resfriadas em água. A evolução microestrutural e o comportamento mecânico foram avaliados através de microscopia óptica (MO), eletrônica de varredura e de transmissão (MEV-MET) e testes de dureza. O tratamento termomecânico considerou-se eficaz, ao mostrar diversos graus de refino associados à recristalização da ferrita. Palavras-chave: recristalização, refino de grão, processamento termomecânico a morno, aço carbono, aço microligado. INTRODUÇÃO Durante os últimos anos, à indústria automobilística têm sido impulsada a modificar as formas e projetos de fabricação de veículos para cumprir as novas demandas de tipo energético, económico e de segurança impostas sob eles. Para responder a estas necessidades, múltiplos desenvolvimentos em materiais e 4298

2 tecnologias de conformado têm sido realizados (1). Um destes é a introdução de aços de alta resistência mecânica e baixo custo de fabricação, cujas propriedades estão baseadas na obtenção de microestruturas predeterminadas através do emprego de novas técnicas de conformação altamente controladas. (2) Um dos processos de conformado mais promissórios são os tratamentos termomecânicos, que associam os efeitos da deformação plástica e do tratamento térmico com o propósito de controlar as cinéticas de nucleação e crescimento de grão (3). Por tanto, procura-se um refinamento das microestruturas para atingir aumentos na resistência mecânica, resistência à fadiga e tenacidade dos produtos semiacabados. Assim, visando aperfeiçoar este refinamento de grão, empregam-se tratamentos termomecânicos a morno que, além de incrementar as propriedades mecânicas, também permitem obter uma maior estabilidade dimensional nas peças conformadas. No entanto, este processo requere de um maior conhecimento dos processos de conformação e do comportamento dos materiais envolvidos (4). Neste contexto, este trabalho propõe-se estudar a evolução microestrutural de um aço baixo carbono (C-Mn) e um aço microligado (HSLA) quando submetidos a o efeito de um tratamento termomecânico a morno. MATERIAIS E MÉTODOS Dois aços produzidos em escala comercial pela empresa Arcelor Mittal Vega Brasil foram utilizados: um aço de baixo carbono ao manganês (C-Mn) e um aço microligado (baixa liga e alta resistência, HSLA). Estes foram recebidos na forma de chapas, cujas dimensões foram de 300 mm de largura, 400 mm de comprimento e 4 mm de espessura; e cuja composição química encontra-se na Tab. 1. A partir destas chapas foram obtidos corpos de prova (CV) triangulares de 20 mm de aresta, os quais foram submetidos ao tratamento termomecânico. Tabela 1. Composição química (% peso) dos aços C-Mn e HSLA Composição Química (%peso) Aço C Mn Si P S Al N Nb Ti C-Mn 0,0308 0,2140 0,0040 0,0060 0,0034 0,0370 0, HSLA 0,0427 0,2730 0,0190 0,0120 0,0051 0,0500 0,0030 0,

3 O tratamento termomecânico consiste em duas etapas. Na primeira, os CV foram aquecidos a 550 C por dez minutos, logo foram deformados com uma prensa de fricção de 150 Ton em três reduções de altura diferentes (40%, 60% e 80%) e, finalmente, foram resfriados em agua. Na segunda etapa, os CV foram recozidos a 550 C durante três tempos diferentes (1, 5 e 10 min) e após resfriados em água. Com o propósito de evidenciar as mudanças produzidas pelo tratamento termomecânico descrito, a microestrutura e as propriedades mecânicas dos corpos de prova foram determinadas antes e depois do tratamento a morno. Por um lado, a caracterização microestrutural foi realizada mediante três técnicas experimentais: microscopia ótica (MO), utilizando um microscópio ótico Olympus BX60M; microscopia eletrônica de varredura (MEV), empregando um microscópio eletrônico de varredura Jeol JSM 6390LV, com uma microsonda de energia dispersiva (EDS); e microscopia eletrônica de transmissão (MET), usando um microscópio JEM-1011 TEM. Finalmente, o tamanho de grão (TG) das amostras foi determinado através do método de interceptos lineares médio, utilizando um analisador de imagens, Analysis Five. Os resultados assim obtidos foram processados estatisticamente utilizando um nível de confiança de 95%. Por outro lado, as propriedades mecânicas dos aços foram caracterizadas através de dois tipos de ensaios de dureza: (i) Rockwell B, realizado na superfície das chapas dos aços estudados no estado como recebido e (ii) Vickers (carga de penetração de 2 kg), realizado sobre as amostras metalográficas obtidas do material base, assim como dos CV submetidos ao tratamento termomecânico. RESULTADOS E DISCUSSÃO Material Base O aço C-Mn apresentou, na condição como recebido, uma microestrutura homogênea, composta preponderantemente de ferrita equiaxial com um tamanho de grão de 16±1 μm. Assim mesmo observaram-se filmes de cementita precipitados nos contornos dos grãos ferríticos (Fig. 1). Em relação às propriedades mecânicas, as chapas no estado inicial apresentaram uma dureza de 54±0,7 HRB, e uma dureza Vickers de 94±1 HV na secção transversal e de 96±1 HV na secção longitudinal. 4300

4 Por outro lado, as chapas de aço HSLA apresentaram uma microestrutura composta por finos grãos ferríticos (poligonais, com um tamanho médio de 8,0 ±. 0,6 μm) e esparsas colônias de perlita (Fig. 2). Ao mesmo tempo, foram observados (i) finos precipitados que nucleiam preferencialmente nos contornos de grão e (ii) fina dispersão de precipitados na matriz. O aço microligado no estado inicial apresentou uma dureza de 65± 0,8 HRB; e uma dureza Vickers de 118± 0,7 HV na secção transversal, e de 117± 0,5 HV na secção longitudinal. Uma vez analisadas as microestruturas e propriedades mecânicas, pôde-se afirmar que estas são compatíveis com as observadas em aços de composição e tratamentos termomecânicos similares. Figura 1. Ferrita equiaxial observada no aço C-Mn, cujo TG médio foi 16 µm. A morfologia dos grãos é detalhada no canto superior. Figura 2. Aço HSLA apresentando matriz ferrítica, cujo TG médio foi 8 µm. No canto superior, detalham-se as ilhas de perlita encontradas. Tratamento Termomecânico com Recozimento Subcrítico O tratamento termomecânico a morno realizado para estes aços (independente do percentual de deformação) mostrou durante os primeiros instantes do processamento características típicas de uma microestrutura encruada (grãos alongados e bandas de deformação no interior dos grãos ferritícos), (Fig. 3 e 4). Ao acrescentar o tempo de recozimento e/ou percentual de deformação das amostras dos aços, observa-se um maior grau de recristalização (Fig. 5 e 6). Assim esta recristalização mostrou a formação de finos grãos e subgrãos poligonais de ferrita e, ao mesmo tempo, encontrou-se a presença de discordâncias arranjadas tanto nos contornos quanto no interior dos novos grãos (Fig. 7 e 8). Porém, a importância relativa destes fenômenos foi diferente nos dois aços. Por tanto, no aço 4301

5 C-Mn observa-se um alinhamento dos grãos na forma de bandas (Fig. 7), enquanto no aço HSLA as discordâncias tendem-se a distribuir na forma de uma subestrutura no interior dos subgrãos (Fig 8). Figura 3. Grãos ferríticos alongados no aço C-Mn. No canto superior, detalhamse melhor as bandas de deformação encontradas no interior dos grãos Figura 4. Microestrutura alongada do aço HSLA. No detalhe, mostram-se as bandas de deformação encontradas ao interior dos grãos. Figura 5. Finos grãos de ferrita recristalizada, observados no aço C- Mn Figura 6. Grãos ferríticos parcialmente recristalizados no aço HSLA. Nestes aços também foram encontrados dois tipos de precipitados: (i) finos e uniformemente distribuídos na matriz, e (ii) agrupados preferencialmente nos contornos de grão (Fig. 9 e 10). Estes precipitados foram coalescendo preferencialmente nos contornos de grão e subgrão e nas bandas de deformação, à medida que aumenta o tempo de recozimento. Ao relacionar o processo termomecânico com o fenômeno de recristalização destes aços, nota-se que durante a deformação a morno aparecem algumas características próprias de materiais encruados (grãos alongados e bandas de deformação no interior dos grãos de ferrita). Nestas bandas de deformação, cria-se 4302

6 um complexo arranjo de inúmeros defeitos que atuam como núcleos para novos grãos recristalizados (3,5). Por tanto, a nucleação de novos grãos pode ocorrer de forma simultânea com o encruamento do material. Em relação com a taxa de recristalização destes materiais, observou-se que o aço microligado apresenta uma recristalização mais rápida devido a que o material possui inicialmente um grão fino. Por tanto, pode armazenar uma maior energia quando é submetido a (i) processos de deformação e (ii) refino de grão devido aos elementos microligantes, (Fig. 11 e 12). Figura 7. Discordâncias arranjadas nos contornos dos subgrãos no aço C-Mn, que geram grãos recristalizados em forma de bandas (No detalhe) Figura 8. Grãos recristalizados no aço HSLA, mostrando discordâncias arranjadas ao interior dos subgrãos formando uma subestrutura (No detalhe) Figura 9. Precipitados observados no aço C-Mn, que coalescem nos sítios de alta energia durante o recozimento (No detalhe). Figura 10. Finos precipitados no aço HSLA, coalescendo nos sítios de alta energia (No detalhe). Analisando a relação da presença de precipitados com a recristalização, observa-se que os precipitados finos e dispersos, encontrados na matriz do material inicial, coalescem nos contornos de grão e subgrão. Assim, estes precipitados agem 4303

7 Dureza HV Dureza HV Tamanho de grao ( m) Tamanho de grao ( m) 21º CBECIMAT - Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciência dos Materiais como barreiras para a movimentação das discordâncias, segurando os contornos de grão e evitando o crescimento da matriz ferrítica (6-8). 9,0 7,5 6,0 4,5 40% 60% 80% Tempo (seg) Figura 11. Efeito do recozimento no tamanho de grão do aço C-Mn % 60% 80% Tempo (seg) Figura 12. Efeito do recozimento no tamanho de grão do aço HSLA % 60% 80% % 60% 80% Tempo (seg) Figura 13. Mudança de dureza durante o recozimento do aço C-Mn Tempo (seg) Figura 14. Mudança da dureza durante o recozimento do aço HSLA Relacionando a dureza dos aços C-Mn e microligado, observa-se um aumento significativo, após o tratamento termomecânico a morno, passando de 94 HV para 162 HV e de 118 HV para 250 HV, respectivamente (Fig. 13 e 14). Este encruamento é apresentado pelos materiais, após a deformação, e pela ativação de outros mecanismos de endurecimento, (precipitação de carbonetos e ancoramento dos contornos de grão). Finalmente, ao comparar-se o comportamento destes aços, encontrou-se que o aço C-Mn apresenta uma tendência a estabilizar a dureza final para maiores tempos de recozimento subcrítico devido á ocorrência de uma recuperação. Por outro lado, o aço microligado mostrou uma recuperação mais lenta por causa da precipitação de carbonetos, que dificultam a movimentação das discordâncias e induzem uma maior dureza no material. Assim, quanto menor e mais numerosas forem estas partículas, maior será a dureza final deste aço. 4304

8 CONCLUSÕES A evolução microestrutural dos aços C-Mn e HSLA após o tratamento termomecânico a morno apresentam características típicas de materiais encruados (grãos alongados e bandas de deformação). No entanto, estas bandas atuam como sítios preferenciais de nucleação de novos grãos, ao apresentar uma maior densidade de defeitos cristalográficos. Assim, a recristalização ocorrera mais rapidamente no aço HSLA devido a seu menor tamanho de grão, que favorece o armazenamento de energia durante a deformação. Por outro lado, precipitados finos foram encontrados em ambos aços durante o recozimento subcrítico. Estes coalescem preferencialmente nos contornos de grão e subgrão durante o recozimento, e impedem o crescimento da matriz ferrítica através do ancoramento de tais contornos. Finalmente, o processamento termomecânico mostrou-se adequado para a obtenção de grãos finos (aço C-Mn, entre 4 e 8μm e aço HSLA, entre 3 e 5μm) e por outro lado a resistência mecânica (dureza) aumento (aço C-Mn 162 HV e aço HSLA 250 HV em média), como resultado de uma combinação de fatores entre o refino de grão, encruamento e formação de carbonetos. REFERÊNCIAS 1. TAKECHI, H. HSLA Steels for Automobile. In: International Conference on HSLA Steels. Anais ASM International, Vol.1 p , SONGA, R.; PONGE, D.; RAABE, D.; SPEER, J.; MATLOCK, D. Overview of processing, microstructure and mechanical properties of ultrafine grained bcc steels. Materials Science and Engineering A, St. Louis, USA, v.441, p.1 17, MAKI, T. Role of Heavy deformation in thermomechanical processing on the formation of ultrafine-grained structure in steels. Materials Science Forum, Vol 558, p , NARAYANA, S. V.; TORIZUKA, S.; NAGAI, K.; KITA, T.; KOGO, T. Dynamic recrystallization of ferrite during warm deformation of ultrafine grained ultra low carbon steel. Scripta Materialia, Davis, USA, v53, p , OKITSU, Y.; TAKATAB, N.; TSUJI, N. A. New route to fabricate ultrafine-grained structures in carbon steels without severe plastic deformation. Scripta Materialia, Davis, USA, v60, p.76 79, HODGSON, P.; HICKSON, M.; GIBBS, R. Ultrafine ferrite in low carbon steel. Scripta Materialia, Davis, USA, v40, p ,

9 7. SONG, R.; PONGE, D.; RAABE, D.; KASPAR R. Microstructure and crystallographic texture of an ultrafine grained C Mn steel and their evolution during warm deformation and annealing. Acta Materialia, Davis, USA, v53, p , NAGAI, K. Ultrafine-grained Ferrite Steel with Dispersed Cementite Particles, Journal of Materials Processing Technology, Vol. 117, p , MICROSTRUCTURAL EVOLUTION OF A LOW-CARBON STEEL (C-MN) AND A MICROALLOYED STEEL SUBJECTED TO A THERMOMECHANICAL TREATMENT (WARM TEMPERATURE) ABSTRACT The automotive industry is one of the larger markets for steel and, due to its relevance; it has promoted several technological developments during the last years. One of these is the microstructural refinement achieved by a thermomechanical treatment, which consists of the interaction of plastic deformation and heat treatment, in order to achieve a predetermined microstructure. Therefore, this work is aimed to study the microstructural evolution of a low-carbon steel (C-Mn) and a microalloyed steel subjected to a thermomechanical treatment of warm temperature. Initially, the different samples were heated to 550 C, deformed by forging (deformation 40%, 60% and 80%) and water cooled. Then, they were annealed in the subcritical region for times ranging from 1 to 10 minutes and water cooled again. The microstructural evolution and the mechanical behaviour were evaluated by optical microscopy (OM), scanning electron microscopy (SEM), transmission electron microscopy (TEM), and hardness testing. The thermomechanical treatment was considered to be effective due to the several degrees of grain refinement that were obtained through ferrite recrystallization. Keywords: Recrystallization, grain refinement, warm thermomechanical process, carbon steel, HSLA steel. 4306