Estudo Quantitativo dos Mecanismos de Endurecimento em Aços Comerciais Microligados com Vanádio

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1 ISSN RESUMO Revista Matéria, v. 10, n. 3, pp , Estudo Quantitativo dos Mecanismos de Endurecimento em Aços Comerciais Microligados com Vanádio J. Gallego ¹ e H.-J. Kestenbach ² Departamento de Engenharia Mecânica, UNESP Ilha Solteira, Brasil ¹ gallego@dem.feis.unesp.br Departamento de Engenharia de Materiais, UFSCar, São Carlos, Brasil ² dhjk@power.ufscar.br No presente trabalho os mecanismos de endurecimento atuantes em dois aços comerciais, microligados ao vanádio, foram investigados. Observando amostras na condição laminada por microscopia ótica e eletrônica de transmissão foram caracterizados os parâmetros microestruturais que afetam a resistência mecânica, tais como tamanho de grão da ferrita, densidade de discordâncias e precipitação de carbonitretos. A aplicação de modelos empíricos, desenvolvidos para estabelecer o incremento de cada mecanismo de endurecimento sobre o limite de escoamento, mostrou que os resultados obtidos foram significativos, podendo o refino de grão ser considerado o mais importante. A precipitação de carbonitretos na austenita e interfásica também contribuiram com o aumento da propriedade mecânica, mas não cumulativamente. Baseado na discussão apresentada um modelo foi proposto para a estimativa do endurecimento por precipitação, que seria causado pela interação entre os modos de precipitação observados nos aços microligados investigados. Duas formas de correlação entre os mecanismos de endurecimento foram apresentadas e discutidas, sendo verificado que o efeito cumulativo das diversas contribuições analisadas aproximou-se bastante dos valores de limite de escoamento determinados experimentalmente. Palavras chaves: Aços microligados, mecanismos de endurecimento, microscopia eletrônica de transmissão. ABSTRACT Interactions between Strengthening Mechanisms in Commercial Vanadium Microalloyed Steels In the present work two vanadium containing microalloyed steels were investigated in order to quantify the effects of strengthening mechanisms. Observing samples in as-rolled condition by light and transmission electron microscopy were characterized the microstructure features that affect the mechanical properties, such as ferrite grain size, dislocation density and carbonitride precipitation. The application of well-known models developed to establish the increment of each strengthening mechanism on the yield strength, it showed that the obtained results were significant being able to indicate the ferrite grain size the most important to be considered. Fine carbonitrides which had formed in austenite during hot rolling or by interphase precipitation during gamma-alpha phase transformation have also contributed with the increase of the yield strength, but their effects showed be no cumulative. Based on the presented discussion a model was proposed for the estimate of global precipitation strengthening that would be caused by the interaction between the precipitation modes observed in the investigated steels. The relationship among hardening contributions was studied through two correlation forms, being one of them regards a simple additive effect and in other the geometric mean between dislocation and precipitation strengthening effects was evaluated. It was concluded that both interaction modes may be employed to estimate yield strength from each contribution, being considered very good the agreement of these results with yield strength values as determined from tensile testing. Keywords: Microalloyed steels, strengthening mechanisms, transmission electron microscopy. Autor Responsável: J. Gallego

2 1 INTRODUÇÃO As propriedades mecânicas dos aços microligados são resultantes da interação entre os diferentes mecanismos de endurecimento envolvidos. O refino de grão ferrítico é favorecido pela precipitação de carbonitretos durante o processamento termomecânico industrial [1]. O endurecimento por precipitação é um mecanismo extensivamente explorado nesses materiais, no qual as partículas bloqueiam, total ou parcialmente, a movimentação de discordâncias. Deste modo, esperam-se significativos aumentos de resistência mecânica com a formação de carbonitretos durante ou após a transformação da austenita para ferrita [2]. Há décadas, modelos matemáticos tem sido desenvolvidos com o propósito de quantificar o efeito causado por diversos parâmetros metalúrgicos sobre as propriedades mecânicas dos aços. Pickering [3] estabeleceu uma relação entre a adição dos elementos de liga e o tamanho de grão ferrítico d sobre o limite de escoamento básico (Δσ o ) de aços com baixo-carbono, que poderia ser calculado por: 17,4 Δσ o = 53,9 + 32,3 Mn + 83,2 Si + (1) d Onde Δσ o é expresso em MPa; Mn e Si correspondem à porcentagem em peso dos elementos e d deve ser usado em milímetros. Para aços com médio teor de carbono a equação mais adequada seria [3]: 3 17,4 3 3,8 Δσ o = f Mn ( f ) 1/ 35,4 + 58, / α α 178, , 1 Si (2) d S o Onde f α corresponde a fração volumétrica de ferrita e S o é o espaçamento interlamelar da perlita, expresso em milímetros. O modelo de Orowan-Ashby [4] descreve quantitativamente o bloqueio à movimentação das discordâncias, causado por dispersões de partículas incoerentes e de tamanho médio D [nm], cujo efeito promove um incremento de resistência Δσ p expresso em MPa por: f V ( D) Δσ p = ln 1, 63 (3) D Na qual f v é a fração volumétrica dos carbonitretos. A contribuição das discordâncias Δσ d [MPa] ao endurecimento dos aços microligados pode ser calculado [5]: 4 Δσ d = 8 10 ρ (4) Onde a densidade de discordâncias ρ é expressa em cm -2. No presente trabalho fez-se a determinação quantitativa dos mecanismos de endurecimento em dois aços microligados comerciais. Amostras foram observadas por microscopia ótica e eletrônica (MET) visando a obtenção dos parâmetros microestruturais. Deste modo a estrutura ferrítico-perlítica, a origem e o tamanho dos carbonitretos e a densidade de discordâncias foram determinados e os seus efeitos sobre o limite de escoamento foram discutidos no texto. 2 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL 2.1 Materiais Neste trabalho foram utilizados dois aços microligados produzidos em escala comercial. O aço identificado como V1 foi fabricado pelo processamento industrial empregado para as tiras a quente, dos quais são geralmente construídos componentes estruturais de elevada resistência mecânica e tenacidade. O aço V2 tem como principal aplicação a fabricação de forjados para a indústria automobilística, especialmente virabrequins. A composição química e o limite de escoamento (LE) desses aços são apresentados na Tabela

3 Tabela 1: Composição química (% peso) e limite de escoamento dos aços comerciais investigados. aço C Mn Si Nb Ti V N LE [MPa] V1 0,137 1,38 0,25 0,041 0,044 0,031 0, V2 0,370 1,39 0,62 0,005 0,004 0,092 0, Microscopia Ótica Os mecanismos de endurecimento atuantes nos aços V1 e V2 foram investigados na condição de recebimento (laminada). A preparação de amostras para análise por microscopia ótica seguiu o procedimento tradicional, que consistiu no desbaste das peças manualmente até a lixa #600 e polimento mecânico final com alumina 0,3 μm em suspensão aquosa. A observação da microestrutura das amostras, revelada com ataque de nital 2%, foi realizada em um microscópio metalográfico Neophot 21 dotado de equipamento fotográfico automático. Técnicas de metalografia quantitativa foram aplicadas para a determinação do tamanho de grão ferrítico e da fração volumétrica da perlita. Para as medidas do tamanho de grão da ferrita foi empregado procedimento estabelecido pela norma ASTM E112 (método do intercepto linear médio), enquanto que a estimativa da fração volumétrica de perlita foi feita pela contagem de pontos de uma grade padrão, conforme a norma ASTM E562. Para fins estatísticos foi estipulado um limite de confiança de 95% para os parâmetros quantitativos experimentalmente determinados. 2.3 Microscopia Eletrônica de Transmissão Características microestruturais como discordâncias e a precipitação de carbonitretos foram observados em um microscópio eletrônico de transmissão Philips CM120, operado a 120 kv, através de amostras preparadas como lâminas finas. Tais amostras foram elaboradas a partir de discos finos cortados de cilindros usinados com 3 mm de diâmetro. A seguir essas peças foram cuidadosamente lixadas até serem conseguidas espessuras próximas a 50 μm. Áreas suficientemente finas para o feixe de elétrons foram obtidas com o polimento eletrolítico dos discos, no qual empregou-se um equipamento específico (Struers, modelo Tenupol 3). Bons resultados foram verificados quando foi usado um eletrólito a base de ácido crômico resfriado a 288K, sob tensão de 50 volts para o aço V1 e 25 volts para o aço microligado V2 [6]. A densidade de discordâncias foi estimada seguindo o procedimento tradicional [7]. A precipitação de carbonitretos foi caracterizada por difração de elétrons, técnica que permitiu determinar se as partículas observadas haviam sido nucleadas na austenita ou durante a transformação de fase γ - α [8]. Com micrografias tiradas tanto em campo claro como em campo escuro foi também possível determinar o tamanho e a fração volumétrica dos carbonitretos, além do espaçamento interlamelar da perlita no aço V2. A espessura das amostras foi estimada pela técnica de contagem de franjas de espessura [9], sendo a densidade de partículas por unidade de volume N v calculada por [10]: N N = V A ( D + (5) t) Onde N é o número de partículas, cujo diâmetro médio é D, que foram observadas sobre a área projetada A da amostra com espessura t. A fração volumétrica dos carbonitretos f v foi determinada por [10]: f V = π N 6 V D 3 (6) 3 RESULTADOS 3.1 Efeito da Composição Química e da Microestrutura ferrítico-perlítica O processamento industrial realizado nos aços microligados investigados favoreceu a formação de uma microestrutura preponderantemente constituída por ferrita poligonal e perlita, como pode ser observado nas micrografias da Figura 1. A Tabela 2 apresenta os resultados obtidos para o tamanho de grão ferrítico (d), 383

4 a fração volumétrica de perlita (f p ) e o espaçamento interlamelar da perlita (S o ), este último estimado por microscopia eletrônica de transmissão apenas para o aço com médio teor de carbono. Figura 1: Microestrutura ferrítico-perlítica observada nos aços V1 (a) e V2 (b) após o processamento industrial. Ataque: nital a 2%. Aumento: 500 X. Com a determinação dos parâmetros microestruturais tornou-se possível estimar a sua influência sobre o limite de escoamento dos aços V1 e V2. Aplicando na expressão (1) os resultados apresentados nas Tabelas 1 e 2 para a tira a quente, a contribuição Δσ o do tamanho de grão da ferrita e da composição química do aço V1 foi calculada em 402 MPa um valor correspondente a 67% do limite de escoamento experimental. Analogamente o uso da expressão (2) permitiu avaliar em 426 MPa o valor deste mecanismo de endurecimento para o aço V2, onde tanto o espaçamento interlamelar quanto a fração volumétrica da perlita mostraram afetar a resistência mecânica. Este cálculo representa cerca de 69% do limite de escoamento obtido experimentalmente. Tabela 2: Aspectos microestruturais observados. Aço Tamanho grão ferrítico d [μm] Fração volumétrica perlita f p Espaçamento interlamelar S o [nm] V1 3,8 ± 1,0 0,125 ± 0,025 n. d. V2 5,5 ± 1,2 0,602 ± 0, ± Precipitação de Carbonitretos Partículas grosseiras, visíveis por microscopia ótica, foram observados em maior número na tira a quente. Morfologicamente semelhantes aos carbonitretos eutéticos descritos na literatura [11], foram encontrados em maior número no aço V1 devido à presença de significativas quantidades de titânio e nitrogênio existentes neste aço. A observação de lâminas finas por microscopia eletrônica de transmissão permitiu identificar, tanto na tira a quente quanto no aço para forjamento, carbonitretos que foram precipitados na austenita e também aqueles que foram formados durante a transformação da austenita para a ferrita (precipitação interfásica). Não foi observada a presença de partículas que poderiam ter sido nucleadas devido à supersaturação da ferrita, o que seria confirmado se os carbonitretos apresentassem as três variantes de Baker-Nutting na área analisada por difração de elétrons [12]. Resultados semelhantes também foram reportados por Jian e outros [13] e Campos e colaboradores [14]. A formação de carbonitretos na austenita do aço V1 mostrou ter ocorrido sobre sítios preferenciais gerados durante o processamento termomecânico. Partículas mais grosseiras e esparsas, com tamanhos típicos entre 8 a 12 nm, provavelmente tenham sido nucleadas durante a laminação de desbaste que ocorre em temperaturas muito elevadas. A laminação de acabamento promoveu uma intensa precipitação de carbonitretos ricos em nióbio sobre os contornos de subgrão da austenita, delineando-os como mostram os exemplos da Figura 2. Os subgrãos não apresentam precipitação em seu interior, uma evidência da notória falta de substratos (discordâncias) nessa região. A deformação da subestrutura austenítica durante os passes 384

5 de acabamento implicou no freqüente achatamento dos subgrãos, muitos dos quais mostraram orientação com a direção de laminação (pancaking). A evidência da precipitação de carbonitretos na austenita sugere que não houve recristalização nesta etapa do processamento termomecânico, cujo efeito contribuiu favoravelmente ao refino do grão de ferrita observado. A ocorrência da precipitação de carbonitretos de vanádio na austenita do aço V2 foi menos freqüente, justificada pela maior solubilidade deste microligante em relação ao nióbio ou titânio [15]. A Tabela 3 sintetiza os resultados da análise quantitativa da precipitação de carbonitretos na austenita. Figura 2: Micrografias em campo escuro geradas por feixes de elétrons difratados por carbonitretos formados sobre os contornos de subgrão austeníticos do aço V1 em (a) e do aço V2 em (b). Aumento: X. A Figura 3 mostra grãos ferríticos com partículas distribuídas em fileiras regulares. Tal dispersão facilitou a identificação da origem das partículas como sendo resultantes da precipitação interfásica, devidamente comprovada pela análise por difração de elétrons os carbonitretos estavam orientados em relação à matriz em apenas uma das três variantes de Baker-Nutting [8]. Em alguns casos foi possível identificar uma outra forma de dispersão das partículas, na qual a precipitação interfásica mostrava uma distribuição aleatória. No aspecto qualitativo estas partículas mostraram morfologia bastante similar à observada na precipitação na austenita, embora o seu tamanho fosse um pouco menor, como pode ser constatado pelos resultados apresentados na Tabela 4. Tabela 3: Precipitação de carbonitretos na austenita. Parâmetro Aço V1 V2 Campos analisados (n) Partículas observadas (N) Diâmetro médio das partículas (D) [nm] 5,6 7,8 Densidade de partículas por unidade de volume (N v ) [μm -3 ] Fração volumétrica das partículas (f v ) 5, ,

6 Figura 3: Regiões de grãos ferríticos apresentando precipitação interfásica em sua dispersão mais caracterísitica (carbonitretos alinhados em fileiras), observados nos aços V1 em (a) e V2 em (b). Aumento: X. Tabela 4: Precipitação interfásica de carbonitretos. Parâmetro Aço V1 V2 Campos analisados (n) Partículas observadas (N) Diâmetro médio das partículas (D) [nm] 3,9 4,3 Densidade de partículas por unidade de volume (N v ) [μm -3 ] Fração volumétrica das partículas (f v ) 5, , O modelo de Orowan-Ashby, equação (3), permite estimar a contribuição da precipitação dos carbonitretos ao limite de escoamento dos aços microligados. Considerando os valores de tamanho e fração volumétrica das partículas formadas pela precipitação na austenita e interfásica (Tabelas 3 e 4, respectivamente) pôde-se calcular as parcelas de endurecimento da ferrita para cada modo de precipitação. Deste modo a participação dos carbonitretos sobre o endurecimento do aço V1 foi avaliada em 100 MPa e 116 MPa para a precipitação na austenita (Δσ γ ) e interfásica (Δσ IF ), respectivamente. Para o aço V2 os respectivos valores para os dois modos de precipitação encontrados foram 80 e 130 MPa. Efeitos semelhantes são esperados na perlita, embora não tenha sido feito um estudo específico. Tal espectativa se deve ao fato que carbonitretos foram identificados nas lamelas de ferrita da perlita, tanto no aço V1 quanto em V2 [6]. 3.3 Endurecimento Causado por Discordâncias A densidade de discordâncias (ρ ) na ferrita foi determinada pela técnica descrita por Ham [7], na qual era realizada a contagem do número de interseções entre linhas-teste e as discordâncias. Deste modo foram utilizados para a análise 20 grãos ferríticos do aço V1 e 13 grãos para o aço com médio carbono microligado ao vanádio. Para a tira a quente os valores de ρ variaram entre 1,2 a 9, m -2, sendo a densidade média estabelecida em 5, m -2. No aço V2 as estimativas realizadas ficaram compreendidas entre 1,1 a 5, m -2, com valor médio calculado em 3, m -2. As micrografias da Figura 4 mostram a distribuição de discordâncias freqüentemente visualizada nos grãos de ferrita observados por microscopia eletrônica de transmissão. A utilização das densidades de discordâncias no modelo de endurecimento proposto por Keh [5], equação (4), determinou em 55 e 44 MPa o acréscimo Δσ d que seria proporcionado pelas discordâncias ao limite de escoamento dos aços V1 e V2, respectivamente. 386

7 Figura 4: Micrografias mostrando discordâncias em grãos de ferrita dos aços V1 (a) e V2 (b). As densidades de discordâncias estimadas em (a) e (b) foram 3 e m -2, respectivamente. Em (a) é possível observar o contorno do grão apresentando as franjas que foram usadas na determinação da espessura da amostra Aumento: X. 4 DISCUSSÃO 4.1 Influência do Processamento Termomecânico Industrial Sobre a Precipitação de Carbonitretos A presença de carbonitretos eutéticos grosseiros foi facilmente notada no aço V1 por microscopia ótica. A composição química do aço, que conta com apreciáveis teores de titânio e nitrogênio, foi um fator decisivo para a formação dessas partículas que também consumiu uma parcela do nióbio adicionado. Análises realizadas por espectrometria de energia dispersiva (EDS) mostraram que a composição química era complexa (Ti-Nb) [6], mas que o vanádio não participou de maneira significativa da sua formação, de forma que este microligante estaria disponível para uma precipitação mais fina. Ao contrário, o aço V2 não apresentou carbonitretos de natureza eutética, resultado dos teores residuais de titânio e nióbio encontrados no material 40 e 50 ppm, respectivamente. O processamento termomecânico aplicado ao aço V1 promoveu a precipitação de carbonitretos na austenita. Embora a análise por difração de elétrons não tenha possibilitado verificar a composição das partículas, os carbonitretos formados sobre os subcontornos de grão devem ser constituídos principalmente por nióbio. Evidências como a elevada a solubilidade do vanádio na austenita e a extensiva quantidade de titânio (cerca de 60%) consumida na formação de eutéticos tornam plausível a precipitação de Nb(C,N) induzida por deformação, que também mostrou ocorrer intensamente no intervalo de temperaturas onde os tratamentos termomecânicos foram realizados [16]. A presença da precipitação de carbonitretos na austenita indicou que não houve recristalização na etapa de acabamento da tira a quente (temperaturas entre 1170 a 1300K), o que definitivamente contribuiu para que o refino de grão ferrítico fosse observado no aço V1 [1]. A formação de carbonitretos na austenita do aço V2 mostrou ser mais grosseira e irregular, se comparada à distribuição observada na tira a quente. Tal comportamento pode ser explicado pela ocorrência da recristalização da austenita no aço microligado apenas com vanádio, o que reduziria significativamente a quantidade de sítios preferenciais como os contornos de subgrão. O elevado teor de nitrogênio (130 ppm) favoreceria a nucleação de nitretos de vanádio, composto termodinamicamente mais estável que o carboneto correspondente mas mostra-se solúvel nas temperaturas típicas de processamento termomecânico [15]. Estima-se que pouco mais da metade do total de vanádio adicionado ao aço para forjamento tenha sido consumido na formação de VN, composto cuja fração volumétrica máxima seria próxima a 4, Devido as condições de processamento industrial e à sua maior solubilidade em relação ao titânio e ao nióbio, o vanádio foi provavelmente o microligante mais importante na precipitação interfásica do aço V1. Embora não tenha sido determinada experimentalmente a transformação de fase γ - α deve ter ocorrido antes do bobinamento da tira a quente a 943K, possibilitando que o crescimento dos carbonitretos tenha sido favorecido pelo lento resfriamento da bobina. Neste caso haveria um crescimento competitivo entre os 387

8 carbonitretos formados anteriormente na austenita com aqueles que foram nucleados durante a transformação de fase. Tal comportamento, aliado a uma baixa quantidade de sítios preferenciais para nucleação, pode dar uma explicação plausível para a ausência da precipitação de carbonitretos na ferrita supersaturada. Verificouse também que o crescimento competitivo não inviabilizou a ocorrência dos dois modos de precipitação dos carbonitretos (austenita/interfásica) em um mesmo grão de ferrita [6]. O efeito causado pela precipitação de carbonitretos coerentes na ferrita sobre a resistência mecânica de aços microligados foi relatada por Morrison [17]. Muito pouco ou nenhum endurecimento era atribuído à precipitação na austenita, considerando a distribuição grosseira obtida após o processamento industrial praticado naquele tempo. Para a formação de partículas (semi)coerentes na ferrita torna-se necessário que o desajuste cristalográfico (lattice mismatch) dos carbonitretos com a matriz seria mínimo, fazendo com que os carbonitretos de vanádio seriam, teoricamente entre os microligantes tradicionais, os mais indicados para tal finalidade. Considerando-se que a precipitação na austenita é reconhecidamente incoerente [18], foi feita uma investigação da coerência dos carbonitretos das partículas formadas pela precipitação interfásica nos aços V1 e V2 especialmente neste último que era microligado apenas com vanádio. A análise do contraste gerado pelas partículas no microscópio eletrônico de transmissão constatou que não haviam campos de deformação elástica associados à coerência dos carbonitretos (coherency strains). Deste modo confirmou-se que as partículas formadas na precipitação interfásica do aço V2 durante o processamento industrial eram, também, incoerentes [19]. 4.2 Efeito Combinado da Precipitação na Austenita e Interfásica Sobre o Limite de Escoamento A Tabela 5 apresenta as contribuições para cada um dos mecanismos de endurecimento envolvidos. Nela pode-se constatar que a participação da precipitação na austenita e interfásica é significativa mas, entretanto, a aplicação direta dos resultados levou a um valor superestimado do limite de escoamento. Tabela 5: Contribuições estimadas ao aumento do limite de escoamento dos aços V1 e V2. Mecanismo de Endurecimento Incremento [MPa] Aço V1 Aço V2 Contribuição dada pelo endurecimento básico (Δσ o ) Contribuição dada pela precipitação interfásica (Δσ IF ) Contribuição dada pela precipitação na austenita (Δσ γ ) Contribuição dada pelas discordâncias (Δσ d ) Efeito acumulado sobre o limite de escoamento (Σ Δσ i ) Limite de escoamento experimental Esta discrepância foi atribuída à participação do endurecimento causado pela precipitação. Como foi discutido anteriormente, tanto a precipitação de carbonitretos na austenita quanto a precipitação interfásica eram incoerentes com a matriz. Neste caso seria descabido imaginar que uma discordância, movimentando-se em seu respectivo plano de deslizamento, faria distinção entre as partículas e sofreria apenas o bloqueio causado pela precipitação interfásica. Caberia aqui enfatizar que o acréscimo de resistência dado pelo mecanismo de Orowan-Ashby está vinculado ao espaçamento entre as partículas no plano de deslizamento, em geral muito maior que as distâncias aparentes comumente observadas por microscopia eletrônica de transmissão. Indícios da interação entre os carbonitretos e discordâncias (bowing) foram documentados [6], sendo possível verificar que a distância aparente (projetada) entre as partículas foi efetivamente menor que o afastamento entre os pontos de ancoramento da discordância. A união dos dois grupos de partículas incoerentes levaria as discordâncias a interagir com uma dispersão de carbonitretos mais próximos entre si, cujo espaçamento médio poderia ser estimado por [20]: 1 L 1 = + L g γ L IF (7) Onde L g, L γ e L IF são as distâncias entre carbonitretos média (ou global), na austenita e interfásica, respectivamente. Se a equação (7) for multiplicada, em ambos os membros, pelo produto (G b) 2, sendo G o 388

9 módulo de cisalhamento da ferrita e b o vetor de Burgers, obtém-se um efeito global Δσ g que expressaria a interação entre os dois modos de precipitação observados segundo o formalismo de Orowan: Δ σ = Δσ γ + Δ (8) 2 2 g σ IF Ou seja, a substituição dos incrementos de resistência previstos para a precipitação na austenita e interfásica (Tabela 5) na equação (8) permitiu estimar em aproximadamente 153 MPa o valor da contribuição global dos carbonitretos Δσ g ao limite de escoamento dos aços microligados investigados. 4.3 Correlação Entre os Mecanismos de Endurecimento e o Limite de Escoamento Experimental O incremento de resistência proporcionado por cada um dos mecanismos de endurecimento foi enunciado na Tabela 5. Através dela constatou-se que o limite de escoamento do aço V1 estaria superestimado em 73 MPa (12%) se fosse considerado separadamente os efeitos da precipitação na austenita e interfásica. No aço V2 esta consideração traria conseqüências semelhantes (limite de escoamento 60 MPa superior ao valor determinado experimentalmente). Entretanto, verificou-se um excelente ajuste entre os limites de escoamento calculado e medido se o endurecimento por precipitação global for adicionado às contribuições dos demais mecanismos estabelecidos, conforme estabelece a equação (9) abaixo. Neste caso o limite de escoamento calculado pelo efeito cumulativo seria de 610 MPa para o aço V1, enquanto para o aço V2 o valor estimado para a propriedade mecânica seria 623 MPa cálculos cujas diferenças seriam inferiores a 2% do valor experimental do limite de escoamento: σ y = Δσ + Δσ + Δσ (9) o d g Investigando aços microligados ao nióbio, Jian e colaboradores [13] determinaram experimentalmente os diversos mecanismos de endurecimento e concluíram que a interação entre o endurecimento por precipitação e as discordâncias não deveria ser expressa por um efeito cumulativo, mas sim pela sua média geométrica. A expressão (10) representa matematicamente este modelo para o cálculo do limite de escoamento σ y : σ y = Δσ + Δσ Δσ (10) o g d A aplicação dos resultados apresentados neste trabalho ao modelo proposto por Jian e colegas [13] não mostrou um bom ajuste ao limite de escoamento experimental. Os cálculos levaram a valores subestimados do limite de escoamento: 494 MPa para a tira a quente e 501 MPa para o aço V2, diferenças maiores que 15% do valor experimental. Visando ainda comparar os resultados conseguidos na análise dos mecanismos de endurecimento atuantes nos aços V1 e V2 com outros aços microligados, efetuou-se uma busca de resultados experimentais na literatura [13-14,20-21]. São relativamente poucos os trabalhos que exploraram detalhadamente o assunto, considerando as dificuldades experimentais envolvidas. A Figura 5 foi construída com base nos dados que foram coletados, sobre os quais foram considerados os dois modelos de interação entre os mecanismos de endurecimento abordados e que foram matematicamente estabelecidos pelas equações (9) e (10). A análise por regressão linear mostrou que a conformidade entre os valores experimentais e os calculados pela expressão (9) para o limite de escoamento foi muito satisfatória, considerando o coeficiente de correlação estimado (0,94). Análise semelhante realizada na aplicação do modelo de Jian e colaboradores [13] aos mesmos resultados mostraram um ajuste ligeiramente menor (R = 0,90). Tais evidências comprovaram que a interação entre os mecanismos de endurecimento mostrou-se complexa e estudos mais aprofundados deverão ainda ser realizados, objetivando interpretar fisicamente o limite de escoamento dos aços microligados comerciais a partir dos mecanismos de endurecimento envolvidos. 389

10 Limite de escoamento calculado [MPa] Jian et al [13] Lapointe & Baker [20] Campos et al [14] Baker [21] aço V1 aço V Limite de escoamento medido [MPa] (a) Limite de escoamento calculado [MPa] Jian et al [13] Lapointe & Baker [20] Campos et al [14] Baker [21] aço V1 aço V Limite de escoamento medido [MPa] (b) Figura 5: Interação entre os mecanismos de endurecimento determinados neste trabalhos e outros resultados da literatura, nos quais foram aplicados as equações (9) em (a) e (10) em (b). 5 CONCLUSÕES O mecanismo de endurecimento mais efetivo nos aços microligados foi o refino do tamanho de grão ferrítico, favorecido pela não recristalização da austenita durante o processamento termomecânico. Foram identificados por microscopia eletrônica de transmissão somente dois modos de precipitação de carbonitretos: na austenita e interfásica. Carbonitretos formados na austenita e pela precipitação interfásica podem estar presentes em um mesmo grão de ferrita, independentemente da composição química do aço. O processamento termomecânico industrial não favoreceu a formação de carbonitretos coerentes mesmo no aço microligado apenas com vanádio, cujos carbonitretos possuem teoricamente o menor desajuste cristalográfico com a ferrita se comparado ao nióbio ou titânio. O endurecimento por precipitação mostrou ser resultante de um efeito combinado entre a formação de carbonitretos na austenita e a precipitação interfásica, o qual pode ser determinado matematicamente pela equação (8). A determinação do limite do limite de escoamento a partir das contribuições de cada mecanismo de endurecimento mostrou ser complexa. Entretanto, bons resultados quantitativos foram conseguidos quanto o efeito cumulativo dessas contribuições ao endurecimento dos aços microligados comerciais foi considerado. 6 AGRADECIMENTOS Os autores agradecem a FAPESP, ao CNPq e a FUNDUNESP pelos auxílios concedidos, à CAPES- PICD pela bolsa (JG) e as empresas COSIPA e VILLARES, que gentilmente cederam os materiais utilizados neste trabalho. 7 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS [1] DEARDO, A.J., Metallurgical Basis for Thermomechanical Processing of Microalloyed Steels, Ironmaking and Steelmaking, vol. 28, n. 2, pp , [2] HONEYCOMBE, R.W.K., Carbide Precipitation in HSLA Steels, Proc. Microalloyed HSLA Steels, Chicago, pp. 1-13, [3] PICKERING, F.B. Physical Metallurgy and The Design of Steels, Applied Science Publishers Ltd., London, pp , [4] GLADMAN, T., The Physical Metallurgy of Microalloyed Steels, The Institute of Materials, London, pp ,

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