DISSERTAÇÃO DE MESTRADO ESTUDO DA CINÉTICA DE RECRISTALIZAÇÃO NUM AÇO IF ESTABILIZADO AO TITÂNIO COM ADIÇÃO DE SILÍCIO

Transcrição

1 GOVERNO DO ESTADO DE SÃO PAULO FACULDADE DE ENGENHARIA QUIMICA DE LORENA FAENQUIL DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA DE MATERIAIS - DEMAR PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS - PPGEM DISSERTAÇÃO DE MESTRADO ESTUDO DA CINÉTICA DE RECRISTALIZAÇÃO NUM AÇO IF ESTABILIZADO AO TITÂNIO COM ADIÇÃO DE SILÍCIO CARLOS ROBERTO GUINÂNCIO CARVALHO Dezembro de 2004

2 GOVERNO DO ESTADO DE SÃO PAULO FACULDADE DE ENGENHARIA QUIMICA DE LORENA FAENQUIL DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA DE MATERIAIS - DEMAR PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS - PPGEM DISSERTAÇÃO DE MESTRADO ESTUDO DA CINÉTICA DE RECRISTALIZAÇÃO NUM AÇO IF ESTABILIZADO AO TITÂNIO COM ADIÇÃO DE SILÍCIO CARLOS ROBERTO GUINÂNCIO CARVALHO Dissertação de Mestrado apresentada ao corpo docente do Programa de Pós-graduação em Engenharia de Materiais da Faculdade de Engenharia Química de Lorena como parte dos requisitos para obtenção do título de MESTRE EM ENGENHARIA DE MATERIAIS Área de Concentração: Materiais Metálicos, Cerâmicos e Poliméricos. Orientador: Dr. Hugo Ricardo Zschommler Sandim Comissão Examinadora: Dr. Hugo Ricardo Zschommler Sandim DEMAR, FAENQUIL Dr. Fernando José Gomes Landgraf - IPT Dr. Miguel Justino Ribeiro Barboza DEMAR, FAENQUIL Dezembro/2004

3 Ficha Catalográfica Elaborada pela Biblioteca Especializada em Engenharia de Materiais DEMAR/FAENQUIL C331e Carvalho, Carlos Roberto Guinâncio Estudo da cinética de recristalização num aço IF estabilizado ao titânio com adição de silício/ Carlos Roberto Guinâncio Carvalho. Lorena, Lorena, f.: il.; 30cm. Dissertação (Mestrado em Engenharia de Materiais) Faculdade de Engenharia Química de Lorena. Departamento de Engenharia de Materiais. Orientador: Hugo Ricardo Zschommler Sandim 1. Aço IF 2. Deformação plástica 3. Cinética de recristalização 4. Textura 5. Expoente de Avrami I. Sandim, Hugo Ricardo Zschommler, Orient. II. Título.

4 AGRADECIMENTOS Ao DEMAR/FAENQUIL pela oportunidade de realização do mestrado. Ao Prof. Dr. Hugo Ricardo Zschommler Sandim pela orientação. A todos os professores do curso de Mestrado em Engenharia de Materiais do DEMAR/FAENQUIL pelos conhecimentos transmitidos, que sem dúvida serão de grande valor na minha vida profissional. Ao Prof. Dr. Nelson Batista de Lima do IPEN, pela realização das caracterizações da textura das amostras deformadas. À Companhia Siderúrgica Nacional, pelos recursos disponibilizados, que permitiram a realização das atividades experimentais deste trabalho. Um agradecimento especial às equipes dos laboratórios de tratamentos térmicos e metalografia pela ajuda na realização das tarefas. A todos aqueles que direta ou indiretamente contribuiram para que este trabalho fosse realizado. À minha família, pela compreensão e apoio nas horas de estudo. A Deus, por tudo.

5 Sumário Lista de Tabelas Lista de Figuras Lista de abreviaturas, siglas e símbolos Resumo Abstract i vi xvi xx xxi 1 Introdução, objetivos e justificativas 1 2 Revisão bibliográfica Deformação plástica Aspectos gerais Micromecanismos da deformação Energia armazenada na deformação Energia das discordâncias Microestrutura de metais com alta EDE deformados plasticamente Textura cristalográfica Texturas de laminação a frio dos materiais CCC Heterogeneidade microestrutural na deformação Bandas de deformação e bandas de transição Bandas de cisalhamento Mecanismos de restauração das propriedades e microestrutura Os tipos de contornos A migração dos contornos Recuperação Aspectos gerais Variáveis que influenciam na recuperação Crescimento dos subgrãos durante a recuperação O efeito das partículas na recuperação Recristalização Aspectos gerais 26

6 2.4.2 A nucleação da recristalização As leis da recristalização Variáveis influentes na recristalização A quantidade de deformação e o tipo de carregamento A orientação dos grãos O tamanho de grão inicial Efeito da presença de solutos Efeito das partículas Nucleação estimulada por partículas (NEP) O efeito da temperatura de deformação O efeito da temperatura de recozimento Competição entre a recuperação e a recristalização Cinética de recristalização primária Modelo de Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov (modelo JMAK) Descrição do modelo Método do caminho microestrutural (MPM) Cinética de recristalização em materiais reais A microestrutura recristalizada O tamanho final de grão após a recristalização A evolução da microestrutura na recristalização 54 3 Materiais e métodos Material Métodos Deformação a frio Preparação dos CPs para recozimento Recozimento Preparação de amostras para metalografia Caracterização microestrutural Medidas de microdureza Preparação de amostras deformadas para análise de textura Análise da textura de deformação Cálculo da fração amolecida 68

7 Cálculo da energia de ativação aparente para a recristalização Cálculo do expoente de Avrami n 70 4 Resultados e discussão Composição química do aço Curvas de amolecimento Dureza média das amostras após tratamentos térmicos iniciais Cinética de amolecimento Cinética de recristalização Energia de ativação aparente para recristalização (Q ap ) Evolução microestrutural Microestrutura da matéria-prima original (esboço) Microestruturas das amostras recozidas Tamanho de grão final das amostras recristalizadas Textura de deformação das amostras laminadas Conclusões Referências bibliográficas Apêndice Perfil de microdureza das amostras após tratamentos térmicos com 129 diferentes tempos 7.2 Fração amolecida das amostras após tratamentos térmicos com 147 diferentes tempos 7.3 Cinética de recristalização pelo modelo de JMAK Ábacos de Bunge para interpretação das FDOCs 159

8 i Lista de Tabelas Tabela 2.1 Energia de defeito de empilhamento de diferentes metais. 4 Tabela 2.2 Sistemas de deslizamento em metais cúbicos. 7 Tabela 2.3 Orientações pertencentes ao sistema CFC. 11 Tabela 2.4 Componentes de textura típicas dos metais CCC laminados a frio. 13 Tabela 2.5 Valores de expoente JMAK em função do tipo de nucleação e da dimensionalidade do sistema. 44 Tabela 3.1 Composição química do aço IF estabilizado com Ti e microadicionado com Si ( em % em peso). 58 Tabela 3.2 Seqüência de laminação a frio do aço IF para 70% de redução de espessura. 60 Tabela 3.3 Seqüência de laminação a frio do aço IF para 80% de redução de espessura. 61 Tabela 3.4 Seqüência de laminação a frio do aço IF para 90% de redução de espessura. 62 Tabela 4.1 Dureza média após tratamentos térmicos iniciais por 0,5 h. 72 Tabela 4.2 Valores médios de microdureza Vickers após tratamentos térmicos de recozimento nas amostrasdeformadas70%em laminação a frio. 74

9 ii Tabela 4.3 Valores médios de microdureza Vickers após tratamentos térmicos de recozimento nas amostrasdeformadas80%em laminação a frio. 75 Tabela 4.4 Valores médios de microdureza Vickers após tratamentos térmicos de recozimento nas amostrasdeformadas90%em laminação a frio. 76 Tabela 4.5 Fração amolecida (A) ou fração volumétrica recristalizada (X V ) para cada condição de recozimento no material deformado 70% por laminação a frio. 80 Tabela 4.6 Fração amolecida (A) ou fração volumétrica recristalizada (X V ) para cada condição de recozimento no material deformado 80% por laminação a frio. 81 Tabela 4.7 Fração amolecida (A) ou fração volumétrica recristalizada (X V ) para cada condição de recozimento no material deformado 90% por laminação a frio. 82 Tabela 4.8 Planilha de cálculo da cinética de recristalização primária pelo modelo JMAK, do aço IF Ti-Si deformado 70% por laminação a frio. 83 Tabela 4.9 Planilha de cálculo da cinética de recristalização primária pelo modelo JMAK, do aço IF Ti-Si deformado 80% por laminação a frio. 84 Tabela 4.10 Planilha de cálculo da cinética de recristalização primária pelo modelo JMAK, do aço IF Ti-Si deformado 90% por laminação a frio. 85

10 iii Tabela 4.11 Valores do expoente de Avrami n e da constante B para cada quantidade de deformação a frio e temperatura de recozimento. 86 Tabela 4.12 Taxas de amolecimento dos CPs deformados 70, 80 e 90 % e recozidos em diferentes temperaturas. 90 Tabela 4.13 Valores de energia de ativação aparente para a recristalização do aço IF Ti-Si. 92 Tabela 4.14 Tamanho de grão ferrítico médio (em μm) das amostras recristalizadas. 114 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 70% / T RECOZ = 600 C. 129 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 70% / T RECOZ = 660 C. 130 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 70% / T RECOZ = 680 C. 131 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 70% / T RECOZ = 700 C. 132 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 70% / T RECOZ = 750 C. 133 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 70% / T RECOZ = 800 C. 134 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 80% / T RECOZ = 600 C. 135

11 iv Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 80% / T RECOZ = 660 C. 136 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 80% / T RECOZ = 680 C. 137 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 80% / T RECOZ = 700 C. 138 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 80% / T RECOZ = 750 C. 139 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 80% / T RECOZ = 800 C. 140 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 90% / T RECOZ = 600 C. 141 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 90% / T RECOZ = 660 C. 142 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 90% / T RECOZ = 680 C. 143 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 90% / T RECOZ = 700 C. 144 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 90% / T RECOZ = 750 C. 145 Tabela Valores de microdureza Vickers (HV 0,2kgf ); def. = 90% / T RECOZ = 800 C. 146

12 v Tabela Fração amolecida A ou recristalizada X V para 70% de redução. 147 Tabela Fração amolecida A ou recristalizada X V para80%de redução. 149 Tabela Fração amolecida A ou recristalizada X V para90%de redução. 151 Tabela Planilha de cálculo da cinética de recristalização do aço IF Ti-Si deformado 70% por laminação a frio. 153 Tabela Planilha de cálculo da cinética de recristalização do aço IF Ti-Si deformado 80% por laminação a frio. 155 Tabela Planilha de cálculo da cinética de recristalização do aço IF Ti-Si deformado 90% por laminação a frio. 157

13 vi Lista de Figuras Figura 2.1 Variação do tamanho de célula e desorientação em ferro deformado por laminação, em função da orientação individual dos grãos. 6 Figura 2.2 Variação do tamanho de célula em Fe em função da deformação verdadeira em laminação. 7 Figura 2.3 Desenho esquemático de microestruturas no estado encruado em amostras após: (a) deformações intermediárias (ε = 0,06 0,80) e (b) grandes deformações (ε >1). 9 Figura 2.4 Textura ou componente de textura {001}<110> numa chapa. 9 Figura 2.5 Definição dos ângulos de Euler conforme a Notação de Bunge (ϕ 1, φ e ϕ 2 ). 10 Figura 2.6 Mapas de orientação conforme a notação de Bunge para interpretação das FDOC, para seções de ϕ 2 = 0º e 45º. 11 Figura 2.7 Seção de ϕ 2 = 45º mostrando as orientações pertencentes às fibras DL e DN. 12 Figura 2.8 (a) Seção ϕ 2 = 0º segundo a notação de Bunge, de um aço IF laminado 60% a frio; (b) idem para a seção ϕ 2 = 45º. 13 Figura 2.9 Aspecto microestrutural da seção DL-DN de um aço IF laminado a frio com 80% de redução. 14 Figura 2.10 Variação da mobilidade do contorno de grão com a temperatura e quantidade de redução a frio em aço IF-Ti. 18

14 vii Figura 2.11 Representação esquemática da evolução microestrutural nos vários estágios da recuperação de um material deformado plasticamente. 19 Figura 2.12 A recuperação de alumínio puro deformado 75% em compressão, aquecido a uma taxa de 6 C/min. e estudado por medidas de calorimetria, resistividade elétrica e dureza. 21 Figura 2.13 Recuperação do ferro deformado 5% a 0 C: (a) dureza da amostra em função do tempo de recozimento; (b) idem (a), com a escala do tempo na forma logarítmica; (c) mudança da energia de ativação durante a recuperação. 22 Figura 2.14 Representação esquemática do mecanismo de rotação e coalescência de subgrãos, conforme proposto por Hu. 24 Figura 2.15 Tamanho de subgrão limitado por partícula em aços carbono. 25 Figura 2.16 Curva típica da cinética de recristalização durante recozimento isotérmico. 27 Figura 2.17 Efeito da deformação em tensão na cinética de recristalização de alumínio recozido a 350 C. 29 Figura 2.18 Temperatura de recristalização do cobre em função do modo de deformação aplicado. 30 Figura 2.19 Representação esquemática da dependência da taxa de nucleação com a orientação em ferro deformado. 30 Figura 2.20 Cinética de recristalização a 225 C do cobre laminado a frio com 93% de redução, de diferentes tamanhos de grão inicial. (a) fração recristalizada; (b) gráfico JMAK. 32

15 viii Figura 2.21 Efeito da presença de traços de Fe em solução sólida no Al após laminação a frio com redução de 80% e recozimento. 33 Figura 2.22 O efeito do espaçamento interpartícula na recristalização de monocristais de Al-Cu reduzidos 60% por laminação a frio e recozidos a 305º C. (a) Tempo para 50% de recristalização; (b) Tamanho de grão após recristalização. 35 Figura 2.23 O efeito de tamanho de partícula na recristalização em liga Al- Si reduzida 50% por laminação a frio e recozida a 300º C. (a) Tempo para 50% de recristalização; (b) Tamanho de grão após recristalização. 35 Figura 2.24 Diagrama esquemático simplificado dos efeitos combinados do tamanho e fração volumétrica das partículas e da deformação prévia, no mecanismo e na cinética da recristalização. 36 Figura 2.25 Anéis de discordâncias circundando partículas, conforme mecanismo proposto por Orowan. 37 Figura 2.26 Orientação do material nas vizinhanças de partícula em liga de alumínio deformada 60% a frio. 38 Figura 2.27 O efeito da redução em laminação e tamanho de partícula na ocorrência de NEP. 39 Figura 2.28 (a) Efeito da temperatura de recozimento na liga Fe-3,5%Si deformada 60%; (b) gráfico de Arrhenius do tempo para 50% de recristalização. 40 Figura 2.29 Variação da dureza residual durante recozimento em metais de alta EDE (alumínio). 42

16 ix Figura 2.30 Gráfico JMAK para a cinética de recristalização do alumínio contendo 0,0068 at% de cobre, deformado 40% por laminação. 46 Figura 2.31 ln[-ln(1-f)] vs. ln t, onde f é a fração recristalizada e t é o tempo para a recristalização (em segundos). 47 Figura 2.32 Efeito da recuperação na recristalização do ferro. 52 Figura 2.33 Relação entre o expoente n previsto pela equação JMAK clássica e o expoente médio n av previsto pela equação JMAK modificada. 53 Figura 2.34 Descrição esquemática da evolução da microestrutura em quatro estágios. (1) nucleação em grãos com alta energia armazenada; (2) crescimento dos núcleos em grãos com alta energia; (3) crescimento dos núcleos para dentro de outros grãos de menor energia; (4) fim do processo quando os grãos recristalizados entram em contato. 54 Figura 2.35 Determinação da cinética de recristalização de um aço IF laminado 75% a frio, usando as medidas de dureza. 56 Figura 2.36 Relação entre a fração amolecida e a fração recristalizada para o alumínio (maior EDE) e para o cobre (menor EDE). 56 Figura 3.1 Representação esquemática do modo de amostragem adotado no presente estudo. 59 Figura 3.2 Representação esquemática da redução de espessura durante a laminação. 60 Figura 3.3 Representação esquemática dos CPs preparados para o estudo da recristalização. 63

17 x Figura 3.4 (a) Desenho esquemático do corte realizado nas amostras recozidas; (b) seção de corte preparada para análise metalográfica e medição de microdureza. 64 Figura 3.5 Representação esquemática dos pontos de medição de microdureza nas amostras com 70% de redução. 67 Figura 3.6 Representação esquemática dos pontos de medição de microdureza nas amostras com 80% de redução. 67 Figura 3.7 Representação esquemática dos pontos de medição de microdureza nas amostras com 90% de redução. 68 Figura 4.1 Variação da dureza do aço IF Ti-Si em função da temperatura de recozimento. 72 Figura 4.2 Redução contínua da dureza com o progresso da recristalização para o aço IF Ti-Si com 70% de redução a frio. 74 Figura 4.3 Redução contínua da dureza com o progresso da recristalização para o aço IF Ti-Si com 80% de redução a frio. 75 Figura 4.4 Redução contínua da dureza com o progresso da recristalização para o aço IF Ti-Si com 90% de redução a frio. 76 Figura 4.5 Cinética do amolecimento ou da recristalização do aço IF Ti-Si laminado 70 % a frio. 80 Figura 4.6 Cinética do amolecimento ou da recristalização do aço IF Ti-Si laminado 80 % a frio. 81 Figura 4.7 Cinética do amolecimento ou da recristalização do aço IF Ti-Si laminado 90 % a frio. 82

18 xi Figura 4.8 Gráficos JMAK da cinética de recristalização primária do aço IF Ti-Si deformado 70% por laminação a frio e recozido em banho de sal. 83 Figura 4.9 Gráficos JMAK da cinética de recristalização primária do aço IF Ti-Si deformado 80% por laminação a frio e recozido em banho de sal. 84 Figura 4.10 Gráficos JMAK da cinética de recristalização primária do aço IF Ti-Si deformado 90% por laminação a frio e recozido em banho de sal. 85 Figura 4.11 Energia de ativação aparente de recristalização do aço IF Ti-Si com redução de 70%. 90 Figura 4.12 Energia de ativação aparente de recristalização do aço IF Ti-Si com redução de 80%. 91 Figura 4.13 Energia de ativação aparente de recristalização do aço IF Ti-Si com redução de 90%. 91 Figura 4.14 Energia de ativação aparente média do aço IF Ti-Si. 92 Figura 4.15 Aspecto microestrutural da matéria-prima empregada no estudo, na condição imediatamente antes do processo de laminação a frio. (a) e (b) regiões próximas à superfície (c) e (d) regiões próximas ao meio da espessura do esboço. 94 Figura 4.16 (a) a (f) Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas 70% e recozidas em diferentes tempos a 660º C. Ampliação: 200 x. 97

19 xii Figura 4.17 (a) a (f) Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas 80% e recozidas em diferentes tempos a 660º C. Ampliação: 200 x. 99 Figura 4.18 (a) a (f) Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas 90% e recozidas em diferentes tempos a 660º C. Ampliação: 200 x. 101 Figura 4.19 (a) a (e) Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas 70% e recozidas em diferentes tempos a 750º C. Ampliação: 200 x. 103 Figura 4.20 (a) a (e) Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas 80% e recozidas em diferentes tempos a 750º C. Ampliação: 200 x. 105 Figura 4.21 (a) a (e) Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas 90% e recozidas em diferentes tempos a 750º C. Ampliação: 200 x. 107 Figura 4.22 Aspectos microestruturais observados na amostra deformada 80% e recozida a 600º C por 8 horas. Ampliações: (a) 200x; (b) 500x. 108 Figura 4.23 Aspectos microestruturais observados na amostra deformada 90% e recozida a 600º C por 8 horas. Ampliações: (a) 200x; (b) 500x. 109 Figura 4.24 Imagem de elétrons retroespalhados da amostra deformada 80 % e recozida a 600º C por 8 h. 112 Figura 4.25 Imagem de elétrons retroespalhados, com maior ampliação, da amostra deformada 80 % e recozida a 600º C por 8 h. 112

20 xiii Figura 4.26 Imagem de elétrons retroespalhados da amostra deformada 90 % e recozida a 600º C por 8 h. 113 Figura 4.27 Imagem de elétrons retroespalhados, com maior ampliação, da amostra deformada 90 % e recozida a 600º C por 8 h. 113 Figura 4.28 (a) FDOC do aço IF Ti-Si com 70 % de redução na seção de ϕ 2 = 0º ; (b) idem a (a) para ϕ 2 = 45º ; (c) escala de intensidades de orientação em relação a uma textura aleatória. 115 Figura 4.29 (a) FDOC do aço IF Ti-Si com 80 % de redução na seção de ϕ 2 = 0º ; (b) idem a (a) para ϕ 2 = 45º ; (c) escala de intensidades de orientação em relação a uma textura aleatória. 116 Figura 4.30 (a) FDOC do aço IF Ti-Si com 90 % de redução na seção de ϕ 2 = 0º ; (b) idem a (a) para ϕ 2 = 45º ; (c) escala de intensidades de orientação em relação a uma textura aleatória. 117 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 600º C. 129 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 660º C. 130 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 680º C. 131 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 700º C. 132 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 750º C. 133 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 70% e recozida a 800º C. 134 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 600º C. 135

21 xiv Figura Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 660º C. 136 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 680º C. 137 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 700º C. 138 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 750º C. 139 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 80% e recozida a 800º C. 140 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 600º C. 141 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 660º C. 142 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 680º C. 143 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 700º C. 144 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 750º C. 145 Figura Perfil de dureza da amostra deformada 90% e recozida a 800º C. 146 Figura Gráficos individuais da evolução do amolecimento ou da fração volumétrica recristalizada do aço IF Ti-Si deformado 70% por laminação a frio. (a) T recoz. = 600º C; (b) T recoz. = 660º C; (c) T recoz. = 680º C; (d) T recoz. = 700º C; (e)t recoz. = 750º C; (f)t recoz. = 800º C. 148 Figura Gráficos individuais da evolução do amolecimento ou da fração volumétrica recristalizada do aço IF Ti-Si deformado 80% por laminação a frio. (a) T recoz. = 600º C; (b) T recoz. = 660º C; (c) T recoz. = 680º C; (d) T recoz. = 700º C; (e)t recoz. = 750º C; (f)t recoz. = 800º C. 150

22 xv Figura Gráficos individuais da evolução do amolecimento ou da fração volumétrica recristalizada do aço IF Ti-Si deformado 90% por laminação a frio. (a) T recoz. = 600º C; (b) T recoz. = 660º C; (c) T recoz. = 680º C; (d) T recoz. = 700º C; (e)t recoz. = 750º C; (f)t recoz. = 800º C. 152 Figura Gráficos individuais da cinética de recristalização pelo modelo JMAK, do aço IF Ti-Si deformado 70% por laminação a frio. (a) T recoz. = 600º C; (b) T recoz. = 660º C; (c) T recoz. = 680º C; (d) T recoz. = 700º C; (e)t recoz. = 750º C; (f)t recoz. = 800º C. 154 Figura Gráficos individuais da cinética de recristalização pelo modelo JMAK, do aço IF Ti-Si deformado 80% por laminação a frio. (a) T recoz. = 600º C; (b) T recoz. = 660º C; (c) T recoz. = 680º C; (d) T recoz. = 700º C; (e)t recoz. = 750º C; (f)t recoz. = 800º C. 156 Figura Gráficos individuais da cinética de recristalização pelo modelo JMAK, do aço IF Ti-Si deformado 90% por laminação a frio. (a) T recoz. = 600º C; (b) T recoz. = 660º C; (c) T recoz. = 680º C; (d) T recoz. = 700º C; (e)t recoz. = 750º C; (f)t recoz. = 800º C. 158

23 xvi Lista de abreviaturas, siglas e símbolos Abreviaturas e siglas ABNT Associação Brasileira de Normas Técnicas CCC Cúbico de corpo centrado CFC Cúbico de faces centradas CP Corpo-de-prova CPs Corpos-de-prova CSN Companhia Siderúrgica Nacional D.P. Desvio-padrão DDW dislocation dense walls (paredes de discordâncias) Def. Deformação DEMAR Departamento de Engenharia de Materiais DL Direção de laminação DN Direção normal à direção de laminação DT Direção transversal à direção de laminação Esp. Espessura EBSD Electron Backscatering Difraction (difração de elétrons retroespalhados) EDE Energia de defeito de empilhamento Eq. Equação FAENQUIL Faculdade de Engenharia Química de Lorena FDOC Função de distribuição de orientação cristalina FDOCs Funções de distribuição de orientações cristalinas IF Intertitial Free (Livre de intersticiais) JMAK Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov LB Lamellar boundaries (contornos lamelares) MB microbands (micro-bandas) MEV Microscópio eletrônico de varredura NEP Nucleação estimulada por partículas P.A. Para análise RH Técnica de desgaseificação a vácuo de aço líquido

24 xvii Símbolos % Percentual ou porcentagem (hkl) Índice de um plano cristalográfico específico [uvw] Índice de Miller de uma direção cristalográfica específica {hkl} Índices de uma família de planos cristalográficos <uvw> Índices de Miller de uma família de direções cristalográficas {hkl}<uvw> Componentes de textura para simetria de chapas A Amolecimento ou fração amolecida a Maior semi-eixo do esferóide a (t-τ) Maior semi-eixo, no tempo t, do esferóide nucleado no tempo τ α-fe Ferro-alfa (ferrita) fase sólida do metal ferro com estrutura cristalina ccc B Constante da equação de JMAK ou equação de Avrami cal Caloria δ Delta; constante D Tamanho dos subgrãos ε Deformação verdadeira; epsilon E D E uvw f Fv G g G gf G (t) γ-fe h H h f h i Energia armazenada com a deformação Energia acumulada segundo uma orientação específica Fator de forma Fração volumétrica Módulo de cisalhamento Grama (unidade de massa) Taxa de crescimento Grama-força (unidade de força) Taxa de migração da interface Ferro-gama (austenita) - fase sólida do metal ferro com estrutura cristalina cfc Hora (unidade de tempo) Dureza média da amostra Espessura final Espessura inicial

25 xviii H(X V ) Dureza do material parcialmente recristalizado H(X V=0 ) Dureza do material na condição totalmente encruado H(X V=1 ) Dureza do material na condição totalmente recristalizado H e Microdureza do material totalmente encruado H i Microdureza do material parcialmente recristalizado H r Microdureza do material totalmente recristalizado HRB Dureza na escala Rockwell B HV 0,2kgf Microdureza na escala Vickers com peso de 0,2 kgf J Joule ϕ 1, φ, ϕ 2 Ângulos de Euler segundo a notação de Bunge K S Fator de forma K V Fator de forma K Kelvin (unidade de temperatura) kgf Quilograma-força (unidade de força) kj QuiloJoule M Mobilidade do contorno de grão M 0 Constante de mobilidade min Minuto (unidade de tempo) ml Mililitro (unidade de volume) mm Milímetro (unidade de comprimento) mol mol mw Miliwatt (unidade de potência elétrica) μm Micrometro (unidade de comprimento) n Expoente de Avrami n av Expoente médio local N Taxa de nucleação n 70 Expoente de Avrami para amostras com 70% de redução a frio n 80 Expoente de Avrami para amostras com 80% de redução a frio n 90 Expoente de Avrami para amostras com 90% de redução a frio º C Graus centígrados ou Celsius π %-p Pi Porcentagem em peso

26 xix ppm Q Q ap Q g Q n R r _ r Parte por milhão Energia de ativação Energia de ativação aparente Energia de ativação de crescimento Energia de ativação de nucleação Constante universal dos gases, igual a 1,987 cal.mol -1 K -1 ou 8,31 J.mol -1 K -1 Constante; raio do núcleo em crescimento Coeficiente de anisotropia normal rpm Rotações por minuto s Segundo (unidade de tempo); constante; raio do núcleo em crescimento S (t-t) Área interfacial, no tempo t, de um grão nucleado no tempo τ Sv Área interfacial por unidade de volume T Temperatura t Tempo t 0,5 Tempo para 50 % de recristalização T f Temperatura de fusão T recoz. Temperatura de recozimento V Volume recristalizado V (t-t) Volume, no tempo t, de um grão nucleado no tempo τ V EX Volume extendido wt% Weight percent (porcentagem em peso) Xv Fração recristalizada X VEX Fração recristalizada extendida ψ, θ, φ Ângulos de Euler

27 xx Resumo Os aços livres de intersticiais ou IF (interstitial-free) são amplamente utilizados na indústria automobilística na produção de peças estampadas, devido às suas características favoráveis de textura e elevadas anisotropia normal ( r) e estampabilidade profunda. A crescente evolução na utilização comercial destes tipos de aço tem motivado a busca no desenvolvimento de novas ligas capazes de atender a requisitos críticos de estampagem e resistência mecânica otimizada. O presente trabalho aborda os aspectos referentes à cinética de recristalização primária de um aço IF estabilizado com Ti e contendo teores residuais mais elevados de Si. Silício foi adicionado intencionalmente para endurecer a matriz ferrítica por solução sólida (cerca de 0,09%-peso). Amostras representativas laminadas a quente deste material com espessura inicial de 32 mm foram laminadas a frio com reduções de 70, 80 e 90% e posteriormente recozidas isotermicamente em forno de banho de sal em temperaturas entre 600 e 800º C em diferentes tempos. São apresentados os resultados da cinética de recristalização primária do aço para cada ciclo de recozimento e de sua evolução microestrutural desde o estado encruado até a completa recristalização. A microestrutura no estado encruado contém grãos subdivididos por heterogeneidades de deformação (bandas de transição) e outros onde a deformação parece ter ocorrido de modo mais homogêneo. A energia de ativação aparente envolvida no amolecimento do material durante o recozimento foi determinada e variou de 190 a 225 kj/mol, dependendo da deformação prévia. O expoente de Avrami determinado experimentalmente a partir das curvas da cinética de amolecimento baseadas no modelo JMAK indicaram valores de n 1.

28 xxi Abstract Interstitial-Free (IF) steels are often used by automotive industry for deep drawing car parts, owing to its good texture, high normal r -value and deep drawability characteristics. The commercial growth of these steels has motivated the search for developing new alloys for critical drawing applications and optimized mechanical behavior. The present work shows the main microstructural aspects concerning the recrystallization kinetics in a titanium-added IF steel with higher silicon content. Silicon has been intentionally added to promote further solid solution strengthening of the ferritic matrix (about 0,09 wt%). Hot rolled samples with initial thickness of 32 mm were cold rolled up to 70, 80 and 90% thickness reductions and further annealed at temperatures ranging from 600 to 800º C in salt bath furnace at several annealing times. Results of the primary recrystallization kinetics and microstructural evolution for this steel are presented. The microstructure of representative specimens in the deformed state displays grains containing deformation heterogeneities (transition bands) whereas other grains appear to deform in a more stable manner. The apparent activation energy for softening this IF-steel during annealing was determined varying from 190 to 225 kj/mol, depending on the applied strain. The Avrami s exponent n predicted by JMAK model was determined from the corresponding recrystallization kinetics curves indicating values of n 1.

29 1 1 Introdução, objetivos e justificativas O desenvolvimento experimentado pela indústria automobilística nas últimas décadas do século XX, com a necessidade crescente de aços de maior estampabilidade e capazes de produzir peças de elevado grau de criticidade quanto à conformabilidade, e com características de não envelhecimento, alavancou o desenvolvimento dos aços conhecidos como Interstitial Free (livre de intersticiais), onde os elementos intersticiais carbono e nitrogênio são retirados de solução sólida no ferro, através da precipitação de partículas insolúveis de carbonetos, nitretos e/ou carbonitretos, pela combinação destes átomos intersticiais com titânio e/ou nióbio, até mesmo antes da formação da fase ferrítica. Estes aços desenvolvem uma forte textura de recristalização que resulta em alto valor de anisotropia normal ( r ) e elevada estampabilidade profunda. Mais recentemente, o apelo social no sentido de produzir veículos mais seguros e menos poluentes, aliado ao anseio das montadoras de redução de custos operacionais, tem motivado o desenvolvimento de aços da classe IF de alta resistência mecânica, cujas características permitem reduzir ainda mais o peso dos veículos melhorando o seu desempenho, bem como simplificar etapas de fabricação de peças estampadas melhorando o rendimento metálico em estamparia, com reflexos positivos nos custos operacionais. O ganho de resistência mecânica no produto final é conseguido principalmente através do refino de grão ferrítico e pelo endurecimento por solução sólida substitucional através de elementos como fósforo, manganês e silício, intencionalmente adicionados ao aço. A produção industrial de aços IF foi possível graças ao advento da tecnologia RH de desgaseificação a vácuo, que retira com grande eficiência os gases dissolvidos no aço líquido, como o N 2 eoh 2, os gerados nas reações de oxidação do carbono, como CO e CO 2, além do próprio oxigênio. Nos aços IF industriais atuais, teores residuais de carbono e nitrogênio inferiores a 30 ppm têm sido facilmente obtidos. A escolha do elemento estabilizador (titânio, nióbio ou titânio + nióbio), bem como a composição química da liga, devem ser ajustadas para satisfazer aos requisitos da aplicação final. A produção dos aços IF tem crescido nos últimos anos, não somente para chapas laminadas a quente e laminadas a frio, mas principalmente para chapas de aço

30 2 galvanizadas pelo processo de imersão a quente. Neste, a semelhança do processo com o de recozimento contínuo de chapas, tem alavancado o desenvolvimento de novos tipos de aços ultra-baixo-carbono estabilizados. A demanda da indústria automobilística por chapas galvanizadas de elevada estampabilidade e maior resistência mecânica com espessuras finas para utilização em painéis internos e peças expostas, tem exigido modificações na composição química dos aços, que, na maioria das vezes, também motivam alterações nos parâmetros de processamento destes aços nas usinas siderúrgicas. A adição de silício ao aço IF estabilizado com titânio é um exemplo de um aço inovador focado na aplicação final do produto. É muito utilizado para produção de chapas de aço laminadas a frio e recozidas com qualidade de superfície adequada ao uso peça exposta na indústria automobilística, bem como para produção de chapas de aço galvanizadas destinadas ao uso peças internas. A evolução crescente na utilização destes aços ultra-baixo-carbono, incluindo os aços IF, tem motivado a realização de diversos trabalhos técnicos acerca das variáveis influentes e características intrínsecas destes produtos, na ampliação do conhecimento e no embasamento científico para o desenvolvimento de novos produtos, melhoria de desempenho na transformação final e aplicação em novos segmentos. O presente trabalho utilizou um aço IF estabilizado com titânio e contendo teores mais elevados de silício, com o objetivo de abordar aspectos relacionados à cinética de recristalização deste produto. Amostras representativas foram recozidas em banho de sal em temperaturas entre 600º C e 800º C após laminação a frio com reduções na espessura de 70, 80 e 90%, respectivamente. São apresentados os resultados da cinética de amolecimento do aço para cada ciclo de recozimento, bem como de sua evolução microestrutural, além da determinação da energia de ativação aparente envolvida no amolecimento deste material.

31 3 2 Revisão bibliográfica 2.1 Deformação plástica Aspectos gerais A deformação plástica produz forte mudança nas características dos materiais durante o trabalho a frio. Em nível macroscópico, estas mudanças se traduzem, dentre outras, em variações nas propriedades mecânicas do material que passará a exibir maiores valores de dureza, de limites de escoamento e de resistência e perda de ductilidade. Em nível microscópico, as alterações microestruturais estão relacionadas com a mudança da forma dos grãos, que se tornam achatados ou alongados na direção do esforço aplicado, com o aumento da área total de contorno de grão. Uma análise microestrutural mais detalhada no interior dos grãos alongados e de seus contornos, usando técnicas de microscopia eletrônica de transmissão, por exemplo, mostrará também a ocorrência de mudanças internas relacionadas à geração e ao acúmulo de discordâncias nos grãos. Assim, a deformação imposta ao material, promove um aumento na densidade de defeitos cristalinos (lacunas e discordâncias), o aumento da área de contorno dos grãos e a reorientação dos grãos com o progresso da deformação. O aumento da densidade de discordâncias promove o aumento da energia elástica armazenada no material. Esta energia, que será liberada ou diminuída no tratamento térmico de recozimento subseqüente a que o material será submetido, é a força motriz para disparar os fenômenos de recuperação e/ ou recristalização da microestrutura (1) Micromecanismos da deformação O estado deformado é caracterizado por apresentar um elevado nível de energia armazenada no material devido ao acúmulo de defeitos, principalmente lacunas e discordâncias, além da fragmentação dos grãos. O processo de deformação está relacionado com a criação e movimentação de discordâncias nos planos e direções de mais fácil deslizamento, sendo fortemente

32 4 influenciado pela energia de defeito de empilhamento (EDE) do material (1).ATabela 2.1 mostra o valor aproximado da EDE de alguns metais. Tabela 2.1 Energia de defeito de empilhamento de diferentes metais (1). Metal EDE (mj.m -2 ) Ferro-α 300 Alumínio 166 Nióbio 537 Cobre 78 Prata 22 Aço inoxidável AISI Latão (70Cu:30Zn) 20 Com o progresso da deformação, as discordâncias vão se acumulando no interior dos grãos, interagindo umas com as outras e formando emaranhados, que dificultam a continuidade da deformação plástica. Esta característica é comumente chamada de encruamento. Os metais com alta EDE, tais como α-fe, alumínio e nióbio, deformam-se pela movimentação de discordâncias em sistemas de deslizamento mais favoráveis. Com o progresso da deformação, as discordâncias vão se aglomerando, formando emaranhados, e gerando arranjos microestruturais característicos chamados de células. Estas são volumes aproximadamente equiaxiais de material com ligeira desorientação entre si, menor que 2º, e tamanho médio de 1 a 3 μm (1). Além disso, as discordâncias nos metais com alta EDE podem realizar escorregamento com desvio ( cross slip ), desviando-se de obstáculos e, em geral, encruam menos que os metais com baixa EDE, tais como o latão e os aços inoxidáveis austeníticos. A ativação de mecanismos que aumentam a mobilidade e a interação entre as discordâncias, melhora a organização destas nas paredes das células e a aniquilação das discordâncias aleatoriamente distribuídas no interior dessas células, que desta forma podem passar a constituir subgrãos. A orientação inicial dos grãos tem também uma grande influência no processo de deformação, ditando seu comportamento na deformação plástica (subdivisão dos

33 5 grãos) e influenciando fortemente os mecanismos subsequentes de recuperação e recristalização da microestrutura no tratamento térmico de recozimento. Em geral, todas as características obtidas no material após recozimento, estarão muito fortemente relacionadas com a deformação prévia sofrida pelo mesmo Energia armazenada na deformação Cerca de 99% da energia introduzida no material durante a deformação plástica é transformada em calor e apenas 1% fica armazenada no material, na forma de defeitos, principalmente discordâncias. As lacunas contribuem muito pouco devido à sua elevada mobilidade (1). Durante a deformação há um aumento acentuado da densidade de discordâncias no material. O principal efeito observado na microestrutura é a mudança na forma dos grãos e um aumento substancial da área de contorno de grão. Os efeitos macroscópicos observados no material referem-se à dificuldade crescente deste absorver mais deformação, aumento substancial da dureza e geração de calor mais intensa pelo metal sendo deformado. A energia armazenada com a deformação depende, dentre outros, de fatores como a quantidade de deformação aplicada, do tipo de deformação e do tamanho de grão inicial (1) Energia das discordâncias Em geral, a energia das discordâncias está associada ao modo como se dispõem, se distribuídas aleatoriamente dentro dos grãos ou formando emaranhados como paredes de células ou contornos de subgrão. Se a subestrutura é formada por subgrãos, a energia armazenada com a deformação pode ser estimada a partir do tamanho dos subgrãos (D) e a energia superficial dos contornos de baixo ângulo (γ), através da relação: E D =3γ/D (2.1) Dillamore e colaboradores observaram que se as discordâncias estavam concentradas nas paredes das células, então, a energia armazenada era maior para diâmetros de células menores e com maiores desorientações (2). Eles concluíram também

34 6 que a energia armazenada variava conforme a orientação, na seguinte ordem para os metais com estrutura cúbica de corpo centrado: E 110 > E 111 > E 112 > E 100. Os mesmos autores, analisando a relação entre a variação do tamanho da célula e a desorientação dos contornos de baixo ângulo entre células vizinhas com a orientação do grão, observaram que células pequenas estavam relacionadas com maiores desorientações e com a orientação preferencial do grão (Fig. 2.1). Tamanho da célula (μm) Desorientação (º) Redução = Orientação Fig. 2.1 Variação do tamanho de célula e desorientação em ferro deformado por laminação, em função da orientação individual dos grãos (2). Keh e Weissmann (3), observaram que o tamanho das células diminuía com o aumento da deformação até uma deformação verdadeira da ordem de 0,08 (Fig. 2.2). A partir daí, o diâmetro das células permanecia praticamente constante, tendendo à saturação.

35 7 Fig. 2.2 Variação do tamanho de célula em ferro em função da deformação verdadeira em laminação (3) Microestrutura de metais com alta EDE deformados plasticamente O sistema de deslizamento preferencial a ser ativado durante a deformação plástica dos metais cúbicos com alta EDE, depende de sua estrutura cristalina, do plano mais favoravelmente orientado e da direção mais compacta. Para os metais com estrutura cristalina tipo cúbica de corpo centrado (CCC), a direção mais compacta é a <111>. A escolha do plano de deslizamento também depende da temperatura de deformação. O ferro, por exemplo, em temperatura ambiente, deforma-se por deslizamento em qualquer um dos planos preferenciais que contém a direção <111> (1). Tabela 2.2 Sistemas de deslizamento em metais cúbicos (1). SISTEMA DE ESTRUTURA DESLIZAMENTO Plano Direção CFC {111} <110> {110} <111> CCC {112} <111> {123} <111>

36 8 Os metais com média e alta EDE deformados, possuem uma microestrutura composta de um arranjo complexo de discordâncias na forma de células ou subgrãos, que consistem de uma região com baixa densidade de discordâncias, circundadas por uma região com alta densidade de discordâncias, os chamados contornos de baixo ângulo. O aumento da deformação, em geral, aumenta a diferença de orientação entre as células e entre os subgrãos, pois, para a manutenção da compatibilidade da deformação entre os grãos em um metal policristalino, é necessário ocorrer significativa rotação nos grãos mais desfavoravelmente orientados, gerando gradientes de deformação e, desta forma, gradientes de energia armazenada dentro do próprio grão e entre os grãos vizinhos (4). Hansen e colaboradores [Hansen, 1990; Bay, 1992; Hansen, 1992], propuseram o modelo da subdivisão dos grãos para descrever as mudanças microestruturais observadas na deformação plástica. Este modelo descreve, com razoável concordância, a evolução microestrutural de um grande número de metais e ligas de média e alta EDE, deformados plasticamente até grandes reduções (ε>1). Macroscopicamente, os grãos grosseiros subdividem-se em diferentes componentes cristalográficos, devido à rotação dos cristais e geração de bandas de deformação e de cisalhamento. Microscopicamente, a subdivisão continua com a geração de mais discordâncias necessárias para acomodar as diferenças de orientação entre os cristais que estão girando. Neste processo contínuo de subdivisão, formam-se células de discordâncias com morfologia equiaxial, cujos contornos são emaranhados de discordâncias complexos. Observando em escala maior que o tamanho da célula, grupos de células de discordâncias são separados por paredes de discordâncias (DDW) e microbandas (MB) após pequenas e médias deformações. Com o progresso da deformação, as DDW s e MB s são substituídas por estruturas lamelares (LB). Enquanto nas DDW s e MB s os contornos têm caráter de baixo ângulo, nas LB s uma fração significativa tem caráter de alto ângulo (>15 ) e afetam fortemente o comportamento de recristalização do metal. A Fig. 2.3 mostra esquematicamente a evolução microestrutural comentada.

37 9 Fig. 2.3 Desenho esquemático de microestruturas no estado encruado em amostras após: (a) deformações intermediárias (ε = 0,06 0,80) e (b) grandes deformações (ε >1) (4) Textura cristalográfica A textura cristalográfica pode ser genericamente definida como uma distribuição não aleatória de planos e direções cristalinas num agregado policristalino. A natureza da textura desenvolvida num material dependerá de sua composição química, de sua estrutura cristalina e dos parâmetros de processamento tais como, quantidade de deformação, taxa de deformação, temperatura, entre outros (52). Em geral, a textura é formada por componentes. A componente de textura de um material laminado (chapa) é representada pelo plano cristalino {hkl} paralelo ao plano da chapa e pela direção <uvw>, pertencente ao plano {hkl}, que é paralela à direção de laminação. Dessa forma, a componente é especificada como {hkl}<uvw> (Fig. 2.4). Fig. 2.4 Textura ou componente {001}<110> numa chapa (26).

38 10 A textura dos materiais policristalinos comerciais, em geral, possui várias componentes. Existem várias maneiras de medir e representar a textura cristalográfica de um material policristalino (53). O método tradicional de medição através da difração de raios X, vem sendo superado pela técnica do EBSD ( Electron Back-scatter Difraction ) associado ao microscópio eletrônico de varredura (MEV) na determinação de orientações individuais dos grãos. A representação quantitativa da textura, por sua vez, é realizada mais adequadamente através da Função de Distribuição de Orientações Cristalinas (FDOC), que expressa a freqüência de ocorrência de determinadas orientações {hkl}<uvw> em uma amostra de material. A orientação de um cristal é definida por três ângulos de Euler, ψ, θ e φ, os quais constituem três rotações consecutivas que, aplicadas aos eixos [100], [010] e [001] da célula cristalina, torna-a coincidente com os eixos DL, DT e DN da chapa. A notação mais usada para os ângulos de Euler foi proposta por Bunge, utilizando os ângulos ϕ 1, φ e ϕ (26) 2 (Fig. 2.5), cuja π π relação com os ângulos de Euler é dada por: ϕ1 = ψ, ϕ = θ e ϕ = φ Fig. 2.5 Definição dos ângulos de Euler conforme notação de Bunge (ϕ 1, φ e ϕ 2 ) (26). A FDOC é representada em seções para valores de ϕ 2 constantes escolhidos com a notação de Bunge, de forma que contenham planos de baixo índice de {hkl}, como é visto nos mapas de indexação da Fig. 2.6., permitindo a representação da textura coincidente com as orientações ideais. Nos mapas, os planos são representados por linhas retas e as direções por pontos sobre as linhas. Os planos e direções mais prováveis da amostra são determinados por comparação das seções da FDOC para ϕ 2 constante com os mapas de indexação (26).

39 11 cúbico. A seção de ϕ 2 = 45º contém todas as orientações de interesse para o sistema (a) Fig. 2.6 Mapas de orientações conforme a notação de Bunge para interpretação das FDOC, para seções (a) ϕ 2 =0º e(b) 45º (26). (b) Algumas componentes típicas da textura de deformação dos materiais CFC recebem nomes especiais, como apresentado na Tabela 2.3, a seguir (54). Tabela 2.3 Orientações pertencentes ao sistema CFC (54). Nome Plano Direção ϕ 1 φ ϕ 2 Goss {011} <100> Brass {011} <211> Cubo {001} <100> Cubo girado {001} <110> 90 (0) Texturas de laminação a frio dos materiais CCC As texturas de laminação a frio dos materiais CCC apresentam suas orientações principais localizadas em duas fibras parciais: {hkl}<110> e {111}<uvw>. A Fig. 2.7 mostra as orientações pertencentes a estas fibras.

40 12 Fig. 2.7 Seção de ϕ 2 = 45º mostrando as orientações pertencentes às fibras DL e DN (26). A fibra {hkl}<110> é chamada de fibra DL ou fibra-α, pois apresenta as direções <110>, de várias orientações, paralelas à direção de laminação (DL). A {111}<uvw> é chamada de fibra DN ou fibra-γ, por ter várias componentes com as normais dos planos {111} paralelas à direção normal (DN) ao plano da chapa (superfície de laminação). As fibras DL e DN são mais bem observadas na seção de ϕ 2 = 45º (54). A Fig. 2.8 mostra as seções de ϕ 2 =0º eϕ 2 = 45º da textura de um aço IF laminado 60% a frio (27). Comparando-se com os ábacos da Fig. 2.6, observa-se que as duas componentes principais da textura de deformação de um aço IF são as chamadas fibras DL ou α ednouγ. Os picos da função observados na Fig. 2.8-a (seção ϕ 2 =0º) em (φ =0º,ϕ 1 = 45º ) e (φ = 90º, ϕ 1 = 45º ) estão relacionados com a orientação {001}<110>, que também pode ser vista na Fig. 2.8-b (seção ϕ 2 = 45º ) em (ϕ 1 =0º,ϕ = 0º ) e (ϕ 1 = 90º, ϕ = 0º ). Esta orientação, conhecida como cubo girado, é típica de aços ferríticos laminados a frio e tende a ser consumida durante a recristalização. A fibra DL vai de {001}< 11 _ 0 > até próximo da orientação {110}< 11 _ 0 >, enquanto que a fibra DN envolve orientações que vão de {111}< 11 > até {111}< 11 _ 0 >, passando por {111}< _ 3 12 >. _ 2

41 13 (a) Fig. 2.8 (a) Seção ϕ 2 = 0º segundo a notação de Bunge, de um aço IF laminado 60% a frio; (b) Idem para a seção ϕ 2 = 45º (27). (b) Este tipo de comportamento é esperado para outros materiais cúbicos de corpo centrado e demais aços ferríticos. A Tabela 2.4 mostra os valores dos ângulos de Euler para as principais componentes observadas nas texturas típicas dos metais CCC laminados. Tabela 2.4 Componentes de textura típicas dos metais CCC laminados a frio (54). Plano Direção ϕ 1 φ ϕ 2 {001} <110> 0 (90) 0 45 {211} <011> {111} <011> 0 (60) {111} <112> 30 (90) {113} <110> Heterogeneidade microestrutural na deformação A deformação plástica de um metal não se processa de forma homogênea, pois as discordâncias não se distribuem uniformemente entre os grãos e, mesmo dentro do próprio grão, existe uma diferença significativa na estrutura de discordâncias próximas dos contornos e longe destes. Geralmente as heterogeneidades de deformação tendem a

42 14 ocorrer mais significativamente em metais com grãos grosseiros do que nos de grãos finos (4). As heterogeneidades de deformação são caracterizadas por regiões que apresentam maior densidade de defeitos cristalinos e, de modo geral, têm maiores diferenças de orientação que as encontradas na matriz (2). Durante o recozimento, estes serão locais preferenciais para iniciar a recristalização. Uma vez que a diferença de orientação aumenta com a deformação, a quantidade de núcleos potenciais para a recristalização depende da quantidade de deformação aplicada, dos modos de deformação envolvidos e da diferença de orientação através do contorno destes núcleos. A microestrutura deformada de aços IF após laminação a frio pode ser descrita resumidamente por dois tipos de estruturas presentes nos grãos. Uns são mais finos, alongados e com aspecto liso; outros com aspectos mais grosseiros e que contêm bandas intragranulares e/ou bandas de transição (5) tal como mostra a Fig γ α Fig. 2.9 Aspecto microestrutural, por microscopia ótica, da seção DL-DN de um aço IF laminado a frio com 80% de redução (43). Observa-se que, estatisticamente, os grãos alongados e lisos têm orientação do tipo fibra-α, enquanto que os grãos mais subdivididos pertencem à chamada fibra-γ (5).

43 Bandas de deformação e bandas de transição As bandas de deformação formam-se facilmente em metais com grãos grosseiros, mesmo com baixas deformações aplicadas, e dependem da orientação inicial do grão (6,7). Estas se formam devido a diferentes rotações experimentadas por diferentes porções de um mesmo grão, ou pela rotação de partes de um grão que deformou segundo sistemas de deslizamento diferentes em resposta à tensão aplicada. A facilidade de formação de bandas de deformação pode estar relacionada com o número de sistemas de deslizamento necessários para acomodar a mudança de forma dos grãos (4). Dentro das bandas de deformação, as diferenças de orientação são baixas, tipicamente contendo contornos de baixo ângulo. As regiões de contorno entre bandas de deformação vizinhas, são constituídas por arranjos densos e alongados de células de discordâncias pequenas, chamadas de bandas de transição (4). Nestas bandas, as desorientações são bem mais acentuadas, possuindo caráter de alto ângulo. Isto explica a maior nucleação de grãos na recristalização junto a estas heterogeneidades. As bandas de transição estão restritas ao interior dos grãos, não ultrapassando os seus contornos Bandas de cisalhamento Em deformações mais elevadas (ε >1), podem surgir heterogeneidades de deformação macroscópicas, conhecidas como bandas de cisalhamento. Estas geralmente não ficam confinadas em um único grão, mas atravessam as fronteiras dos contornos e exibem uma característica particular, que é o alinhamento de seus planos formando um ângulo de ~35 com o plano de laminação. Esta característica microestrutural é freqüentemente observada em metais de grãos grosseiros muito deformados a frio. As bandas de cisalhamento não são cristalográficas. As bandas de cisalhamento são formadas devido ao escorregamento acentuado e localizado de algumas regiões durante a deformação a frio, principalmente quando a combinação de uma taxa de deformação elevada (freqüentemente > 10 3 s -1 )ebaixas temperaturas estão presentes. Em processos de laminação a frio com grandes reduções, as bandas de cisalhamento também podem se formar (4). A formação deste tipo de particular de microestrutura favorece a nucleação da recristalização, devido às grandes diferenças de orientação através das bandas. Em

44 16 materiais contendo bandas de cisalhamento, a nucleação é freqüentemente observada ocorrer dentro destas bandas (8). 2.2 Mecanismos de restauração das propriedades e microestrutura Os aços planos em particular, quando totalmente encruados, têm pouca aplicação comercial, devido à sua baixa trabalhabilidade a frio. Os processos de deformação a frio são responsáveis por mudar a forma dos produtos, entretanto, para a sua utilização, usualmente faz-se necessário restaurar as suas características anteriores à deformação. Isto é feito através de tratamentos térmicos de recozimento. O aquecimento do material, dependendo de fatores como a temperatura, a taxa de aquecimento e a história da deformação prévia, dentre outras, ativará os fenômenos de recuperação e/ou recristalização do material. A força motriz destes processos termicamente ativados de restauração das propriedades e da microestrutura é a energia elástica armazenada na deformação. Por serem mecanismos relacionados com a movimentação e eliminação de defeitos cristalinos, dependerão fortemente da estrutura e distribuição das discordâncias, dos seus arranjos, da desorientação através dos seus contornos e da interação entre eles e com a matriz Os tipos de contornos Considerando-se a desorientação entre os elementos constitutivos da matriz deformada, é possível definir dois tipos de contornos principais, os de baixo ângulo e os de alto ângulo. Numa abordagem simples, os contornos de baixo ângulo são aqueles em que a diferença de orientação entre estruturas adjacentes é pequena, menores que 15. A natureza da estrutura de discordâncias presentes nestes contornos propicia o surgimento de contornos dos tipos inclinado ( tilt boundary ) ou torcido ( twist boundary ). Os contornos de grão de alto ângulo, por sua vez, são aqueles cuja desorientação entre os elementos da microestrutura é superior a 15.

45 A migração dos contornos A aniquilação de defeitos cristalinos e a migração de contornos de baixo ângulo e de alto ângulo promovem a restauração das propriedades e da microestrutura de um metal deformado, através dos mecanismos de recuperação e recristalização, respectivamente. A movimentação destes contornos aniquila ou rearranja a estrutura de defeitos internos, reduzindo a energia armazenada. A migração dos contornos de baixo ângulo é responsável pela recuperação e, eventualmente, pela nucleação da recristalização, enquanto que a migração dos contornos de alto ângulo promove a recristalização primária (1). O mecanismo de migração, de natureza difusional, depende de vários parâmetros tais como a estrutura do contorno, que é função da desorientação e do plano do contorno, das condições experimentais, particularmente da temperatura e das forças no contorno, sendo fortemente influenciado por defeitos pontuais no material tais como solutos e vazios (1). A presença de partículas pode dificultar ainda mais a movimentação dos contornos, dificultando a recristalização (9). É assumido normalmente que, durante o recozimento, os contornos de grão movem-se com uma velocidade (v) proporcional à pressão no contorno (P), cuja relação de proporcionalidade é dependente da mobilidade (M), da seguinte forma: v = M. P (2.2) Através desta equação, de difícil comprovação experimental, observa-se que, se a mobilidade do contorno aumenta com a temperatura de recozimento e com a deformação, então a taxa de recristalização também aumenta. A Fig. 2.10, mostra que a mobilidade dos contornos de grão aumenta fortemente quando a deformação a frio cresce de 70% para 80% ou 90% num dado aço IF deformado a frio (9).

46 18 redução redução redução Fig Variação da mobilidade do contorno de grão com a temperatura e quantidade de redução a frio em aço IF estabilizado ao titânio (9). Nesta figura, os valores de M para cada redução, foram calculados a partir de um modelo de recristalização sugerido pelos autores, que considera a evolução do tamanho de grão durante a recristalização e a densidade de discordâncias antes e após a ocorrência deste fenômeno (9). A mais baixa mobilidade observada para 70% de deformação foi interpretada pelos autores como sendo resultante da possível ação de átomos de solutos que podem estar presentes ou segregados nos contornos de grão, formando atmosferas de soluto, que dificultam fortemente a movimentação dos contornos. Neste caso, para deformações muito elevadas, da ordem de 80% ou superior, a força motriz é tão alta que os contornos se libertam da atmosfera de soluto e a mobilidade aumenta (9). É visto que a mobilidade dos contornos de alto ângulo depende da temperatura e normalmente obedece a uma relação do tipo Arrhenius, da seguinte forma: onde M 0 Q M = M 0 exp (2.3) RT é constante e Q é a energia de ativação para a mobilidade.

47 Recuperação Aspectos gerais O termo recuperação inclui todos os processos de rearranj o e aniquilação de discordâncias que reduz a sua energia sem mudança sensível na orientação cristalina (10) e sem a migração de contornos de alto ângulo (15). A recuperação está relacionada com as mudanças das propriedades dos metais deformados antes da ocorrência da recristalização. Este fenômeno restaura parcialmente as propriedades do material aos níveis observados antes da deformação, sem a formação de novos grãos e sem qualquer modificação sensível ao microscópio ótico. A restauração parcial das propriedades na recuperação se dá por meio da aniquilação de defeitos de ponto e de mudanças na estrutura de discordâncias introduzidas na deformação plástica do material, formando configurações de menor energia. A Fig ilustra esquematicamente as alterações observadas na microestrutura de um metal de alta EDE. Fig Representação esquemática da evolução microestrutural nos vários estágios da recuperação de um material deformado plasticamente (1).

48 20 A ocorrência da recuperação em determinado metal dependerá de alguns fatores como o tipo de metal, a sua pureza, da deformação aplicada, da temperatura de deformação, da temperatura de recozimento e da taxa de aquecimento. Em algumas situações, especialmente em metais com alta EDE, o processo de recuperação poderá ocorrer simultaneamente com a deformação, na chamada recuperação dinâmica. Nesta situação, a quantidade de discordâncias geradas na deformação iguala-se à quantidade aniquilada por processos típicos de recuperação. O escorregamento com desvio e a escalada favorecem a ocorrência de recuperação dinâmica. A força motriz para o processo de recuperação é a energia armazenada no processo de deformação, acumulada na forma de defeitos cristalinos e devido ao aumento da área de contorno de grão. Na recuperação, a modificação microestrutural acontece no nível da estrutura de discordâncias das células, pois o aquecimento ativa outros mecanismos de movimentação de discordâncias, como escalada, facilitando a aniquilação de dipólos e de discordâncias aleatoriamente distribuídas no interior das células (discordâncias incidentais). A eliminação de discordâncias presentes no interior das células e ou subgrãos reduz a energia armazenada na deformação plástica, reduzindo a dureza do material. A organização das discordâncias geometricamente necessárias das paredes das células pode favorecer a recristalização. O aumento da desorientação entre células vizinhas e o aperfeiçoamento dos contornos de baixo ângulo, faz com que estas tornemse subgrãos e, dependendo da desorientação, os contornos podem adquirir características de alto ângulo, ganhando mobilidade e favorecendo a recristalização. Como as modificações microestruturais que ocorrem na recuperação de um metal deformado são imperceptíveis em nível de microscopia ótica, apenas é possível observar macroscopicamente a ocorrência da recuperação através da medição de propriedades físicas, elétricas ou magnéticas do metal (1). A Fig. 2.12, mostra a variação de algumas propriedades de um metal de alta EDE durante o recozimento, após 75% de deformação a frio. No caso das medidas de calorimetria (curva inferior), o pico exotérmico medido na faixa de 100 a 250 C referese à recuperação do metal, enquanto que o pico mais pronunciado, próximo a 300 C, deve-se à recristalização.

49 21 Diferença de Potência (mw) V.H.N. Temperatura (ºC) Fig A recuperação de alumínio puro deformado 75% em compressão, aquecido a uma taxa de 6 C/min. e estudado por medidas de calorimetria, resistividade elétrica e dureza (1). Dentre as técnicas mais comumente utilizadas para acompanhar a recuperação de metais deformados, estão aquelas onde se determinam a variação das propriedades mecânicas, como dureza e limite de escoamento. Destas, a medição da dureza encontra maior emprego na indústria, principalmente devido à simplicidade e ao baixo custo do ensaio Variáveis que influenciam na recuperação Diversos fatores afetam o comportamento da recuperação de um metal deformado. A EDE do metal é um primeiro fator de grande influência, uma vez que os mecanismos de movimentação de discordâncias, como escalada e escorregamento com desvio, típicos dos metais com alta EDE, são os principais responsáveis pelo fenômeno da recuperação observada nestes materiais. Outro fator muito influente é a quantidade de deformação imposta ao material. Pequenas deformações favorecem a recuperação, uma vez que poucos núcleos são gerados e a energia armazenada é insuficiente para sustentar seu crescimento durante a recristalização. Se uma pequena deformação é conjugada com altas temperaturas de recozimento, então a recuperação pode ser total. A Fig. 2.13, a seguir, ilustra este

50 22 aspecto. Observou-se que quanto maior era a temperatura de recozimento, também maior era o amolecimento da amostra. A taxa de aquecimento da amostra no ciclo de recozimento também é uma variável bastante influente na recuperação, principalmente de metais de média e alta EDE. Pequenas taxas favorecem a recuperação, reduzindo a força motriz para a recristalização. (a) Fração residual de amolecimento, 1-R Tempo (min) (b) Fração residual de encruamento, R Tempo (min) (c) Energia de Ativação (kj/mol) Pré-deformação Pré-deformação Fração Recuperada Fig Recuperação do ferro deformado 5% a 0 C: (a) dureza da amostra em função do tempo de recozimento; (b) idem (a), com a escala do tempo na forma logarítmica; (c) mudança da energia de ativação durante a recuperação (1). Nesta figura, a medição da fração residual de encruamento R é calculada através de uma relação que considera a dureza do material nas condições totalmente encruada ( H ) e totalmente recristalizada ( H ), conforme a equação: e r

51 23 onde R H H i r = (2.4) e H H r Hi representa a dureza do material na condição parcialmente recristalizada Crescimento dos subgrãos durante a recuperação A energia armazenada num metal deformado com uma subestrutura de subgrãos pode ser reduzida ainda mais por meio do crescimento destes subgrãos. O crescimento dos subgrãos, segundo alguns autores, depende de fatores como a energia armazenada no contorno e o tamanho do subgrão. Com base no trabalho de Orsund e Nes (1989), foi proposta uma equação, onde a pressão motriz para o crescimento (P) do subgrão é proporcional à energia armazenada no contorno (γ s )e inversamente proporcional ao tamanho do subgrão (R) (1). P=αγ s / R (2.5) onde α é um fator de forma e γ s é considerado constante durante o crescimento dos subgrãos. Sabendo-se que γ s é função da desorientação entre subgrãos vizinhos, foram realizados diversos trabalhos para investigar a relação da cinética de crescimento dos subgrãos e o grau de desorientação entre os subgrãos [Furu e Nes (1992); Humpreys (1999)]. Considerando a energia armazenada no contorno e a desorientação dos subgrãos, foi proposto um mecanismo de crescimento baseado na migração dos contornos de baixo ângulo, à semelhança daquela observada para os contornos de alto ângulo durante a recristalização. Por este mecanismo, os subgrãos tenderiam a crescer, por ação da pressão motriz, até que as energias dos contornos entre eles se igualassem e, através da migração dos contornos, o ângulo entre contornos adjacentes chegariam a 120, atingindo uma condição de equilíbrio. Na ausência de um gradiente de orientação da subestrutura, as energias dos contornos de baixo ângulo seriam fortemente dependentes da desorientação e do plano do contorno, com o ângulo do contorno podendo ser diferente de 120º, como é

52 24 observado em metais levemente deformados. Os contornos de subgrão assemelhar-seiam a contornos de grãos apenas para deformações muito elevadas (1). Na presença de gradientes de orientação, como é o caso de muitas subestruturas recuperadas ou deformadas, a desorientação tenderia a crescer durante o crescimento dos subgrãos, favorecendo a nucleação da recristalização. Um outro mecanismo de crescimento de subgrãos, por rotação e coalescência, foi proposto por Hu (1962), observando o comportamento de ligas Fe-Si deformados em tratamento de recozimento. Segundo o autor, subgrãos adjacentes poderiam girar por processos difusionais no contorno e as suas orientações tornarem-se similares, de forma que estes grãos poderiam coalescer. Este mecanismo é visto ocorrer, segundo outros autores, em temperaturas muito elevadas, da ordem de 0,9 T m (Fig. 2.14). Apesar de viável, este mecanismo não explica satisfatoriamente os resultados experimentais reportados na literatura. O crescimento de subgrão parece explicar a recuperação de modo mais quantitativo. Fig Representação esquemática do mecanismo de rotação e coalescência de subgrãos, conforme proposto por Hu (1).

53 O efeito das partículas na recuperação Os materiais industriais em geral normalmente contêm partículas. Essas partículas podem estar presentes na estrutura já durante a deformação, de forma dispersa na microestrutura, ou precipitarem durante o tratamento térmico de recozimento. Essas partículas podem influenciar os mecanismos de recuperação, dificultando a sua ocorrência, devido à oposição ao movimento dos contornos de baixo ângulo. Isto foi mostrado por diversos autores [Humphreys e Martin, 1968; Ahlborn e colaboradores, 1969; Jonas e Hansen, 1991]. Esta é uma técnica utilizada inclusive para dificultar o amolecimento de algumas ligas em altas temperaturas. Em estudo sobre o crescimento de subgrãos em uma estrutura estabilizada por partículas, foi encontrado que o tamanho limite dos subgrãos era relacionado com a fração volumétrica de partículas (Fv) presente no material. Em trabalho realizado com aço carbono [Anand e Gurland (1975)], com F v na faixa de 0,1 a 0,2 foi observada uma proporcionalidade do tamanho limite do subgrão com F -1/2 v. A Fig ilustra os resultados obtidos por estes autores. Tamanho de Subgrão (μm) r/f v 1/2 (μm) Fig Tamanho de subgrão limitado por partícula em aços carbono (Anand e Gurland, 1975) (1).

54 Recristalização Aspectos gerais A recristalização primária, ou simplesmente recristalização, é uma transformação microestrutural que envolve a formação de novos grãos livres de deformação em certas partes da amostra e o crescimento destes grãos até consumir a microestrutura deformada. O fenômeno se processa através da eliminação de defeitos cristalinos por migração de contornos de alto ângulo. Até que a recristalização total esteja concluída, a microestrutura será sempre composta de regiões recristalizadas e não recristalizadas. A recristalização é usualmente descrita graficamente pela evolução da fração recristalizada em função do tempo, cuja curva tem a forma sigmoidal. O aspecto da curva é típico das transformações que ocorrem por nucleação e crescimento (11). Observa-se um período de incubação referente ao tempo decorrido até o aparecimento dos primeiros grãos (ou mesmo detecção, dependendo da técnica experimental utilizada), seguido de um aumento da taxa de recristalização e um decréscimo desta taxa quando a fração recristalizada tende a 1 (Fig. 2.16). Este decréscimo deve-se ao impingimento mútuo dos grãos e à exaustão da força motriz para a recristalização. A etapa de nucleação envolve o aparecimento dos novos grãos na microestrutura deformada (tempo de incubação). O crescimento, por sua vez, compreende a etapa em que os novos grãos vão se desenvolvendo, aumentando de tamanho e substituindo a matriz deformada.

55 27 Fração Recristalizada Nucleação Impingimento no crescimento dos grãos Log t Fig Curva típica da cinética de recristalização durante recozimento isotérmico (1). gráfico de A taxa de recristalização, em experimentos isotérmicos, é calculada através do XV x log t, para o tempo correspondente a 50% de recristalização. Também é possível acompanhar o progresso da recristalização pela medição de algum parâmetro físico ou propriedade mecânica do material. As mais comumentes empregadas são a análise das medidas de microdureza, resistividade elétrica e propriedades magnéticas A nucleação da recristalização A nucleação da recristalização, que representa o início do processo de renovação da microestrutura, pode ser definida como a formação de cristais com baixa energia interna, crescendo para o interior da matriz deformada, da qual é separada por contornos de alto ângulo. É uma etapa decisiva na definição do tamanho e orientação dos grãos recristalizados (1). Diversos pesquisadores que estudaram a nucleação no sentido clássico, observaram que as energias envolvidas no processo não poderiam explicar o fenômeno observado na recristalização de uma matriz deformada. Foi então aceito que a nucleação na recristalização ocorria a partir de pequenos volumes pré-existentes na matriz deformada, os chamados sítios preferenciais de nucleação. Estes sítios seriam regiões de alta energia armazenada que possuem gradientes de orientação na microestrutura, normalmente associados com heterogeneidades microestruturais presentes, tais como os contornos de grão, regiões ao redor de partículas e as heterogeneidades de deformação (1).

56 28 Diversos autores relataram a origem da recristalização nestas regiões de elevado gradiente de orientação e heterogeneidade microestrutural. Em materiais contendo bandas de cisalhamento, a nucleação ocorre dentro destas bandas, embora o seu mecanismo de formação seja desconhecido, devido ao reduzido tamanho das células e elevada densidade de discordâncias (8). A nucleação também pode ocorrer nas bandas de transição, pois as curvaturas associadas a estas regiões podem atingir dezenas de graus (8). A medição da nucleação da recristalização, contudo, é muito difícil de ser realizada experimentalmente e, usualmente, para permitir o seu modelamento, assumese um tipo de mecanismo que está atuando nesta fase do processo, como será visto mais adiante, nas considerações teóricas sobre a cinética de recristalização As leis da recristalização Observando o comportamento de recristalização de diferentes materiais e analisando os resultados de vários trabalhos experimentais, os autores Mehl (1948), Burke e Turnbull (1952), postularam as chamadas leis da recristalização, que correlacionava a microestrutura inicial e parâmetros de processo com o tempo necessário para a recristalização e o tamanho de grão após a recristalização primária (1). 1ª ) É necessária uma deformação mínima para iniciar a recristalização; 2ª ) A temperatura na qual a recristalização acontece diminui com o aumento do tempo de recozimento; 3ª ) A temperatura na qual a recristalização acontece diminui com o aumento da deformação; 4ª ) O tamanho de grão recristalizado depende principalmente da quantidade de deformação, sendo menor para quantidades de deformação maiores; 5ª ) Para uma certa quantidade de deformação, a temperatura de recristalização aumentará para um maior tamanho de grão inicial ou uma maior temperatura de deformação. Embora descrevessem o comportamento observado nos materiais investigados na época, elas não retratavam adequadamente o efeito de outras variáveis também influentes, que foram desconsideradas quando postuladas. Além disso, muitos dos dados considerados se referiam a materiais puros e deformados sob condições específicas. O conhecimento disponível hoje sobre a recristalização mostra que este fenômeno é muito

57 29 mais complexo e de difícil modelagem matemática do que se pensava nos primeiros estudos realizados Variáveis influentes na recristalização A quantidade de deformação e o tipo de carregamento Observa-se que a quantidade de deformação influencia diretamente a quantidade de energia armazenada no material e a formação dos locais preferenciais para a nucleação da recristalização. A Fig ilustra esta influência (1). Analisando esta figura, observa-se que quanto maior o nível de deformação, mais curto será o tempo para recristalização. Estes efeitos podem ser mais facilmente explicados em termos de energia armazenada, força motriz para a recristalização (9). A nucleação e o crescimento são mais rápidos em materiais mais altamente deformados. Em trabalho de estudo da cinética de recristalização de aço IF-Ti, o efeito da redução a frio foi maior que aquele da temperatura de recozimento (9). O tipo de carregamento, por determinar a distribuição da deformação através dos sistemas de deslizamento, também influencia a recristalização, como ilustra a Fig Assim, não é tão simples comparar o comportamento de metais processados por rotas diferentes. A história do processamento termomecânico dita o comportamento frente à recristalização. Fração Recristalizada Tempo (s) Fig Efeito da deformação em tensão na cinética de recristalização de alumínio recozido a 350 C [Anderson e Mehl, 1945] (1).

58 30 Temperatura de Recristalização (ºC) Tração simples Tração + compressão Deformação Total Fig Temperatura de recristalização do cobre em função do modo de deformação aplicado [Lindh, 1993] (1) A orientação dos grãos A energia armazenada num grão deformado depende de sua orientação inicial e de sua vizinhança. Nos materiais policristalinos, diversos autores encontraram uma dependência da cinética de recristalização com a textura inicial e com a textura de deformação. Em trabalho realizado por Hutchinson com ferro laminado a frio, o autor mostrou a preferência de algumas texturas de deformação para a nucleação da recristalização, conforme Fig a seguir. Taxa de Nucleação Tempo Fig Representação esquemática da dependência da taxa de nucleação com a orientação em ferro deformado [Hutchinson, 1974] (1). Com base nestes resultados, concluiu-se que: 1) A recristalização seletiva dos diferentes componentes de textura leva à diferenças significativas na cinética de recristalização (recristalização não homogênea);

59 31 2) As orientações presentes antes da deformação e após a deformação influenciariam o comportamento da recristalização. O caminho de deformação utilizado afetava a quantidade de energia armazenada e as heterogeneidades microestruturais observadas após a deformação. A análise da Fig mostra que, apesar de núcleos com orientação {110} formarem-se primeiro, aqueles com orientação {111} por possuírem uma taxa de nucleação maior, rapidamente passam a dominar o processo. Kiaei e colaboradores (28), concluíram baseados em resultados de EBSD da evolução da textura durante a recristalização de um aço IF-titânio deformado 75% a frio, que até 5% de recristalização, as orientações dos núcleos e da matriz na vizinhança ao redor destes, têm textura do tipo fibra-γ, próximo de {111}<110>. Com o progresso da recristalização, os núcleos crescem sobre a matriz deformada consumindo outros grãos e mantendo a textura próxima à orientação inicial, até que com 50% de recristalização, a parte recristalizada é constituída de grãos com orientação fibra-γ enquanto que a textura da vizinhança é composta de grãos fibra-α (28). Após 95% de recristalização, os grãos que ainda permanecem deformados têm textura tipo fibra-α e só são consumidos no fim do processo (28, 41). Os grãos deformados que nucleiam primeiro são aqueles que têm orientação tipo fibra-γ. A explicação para este comportamento durante a nucleação da recristalização é baseada na observação que as desorientações locais entre as células de deformação são maiores nos grãos com orientação tipo fibra-γ do que naqueles do tipo fibra-α O tamanho de grão inicial Materiais com grãos finos recristalizam mais rápido que aqueles com grãos grosseiros. Esta afirmação está baseada em algumas comprovações experimentais da influência do tamanho de grão original na taxa de recristalização. 1) Materiais com grãos mais finos armazenam mais energia quando submetidos a pequenas deformações; 2) Materiais com grãos finos apresentam menos formação de heterogeneidades de deformação, como bandas de deformação e bandas de transição, típicas para grãos grosseiros; 3) Contornos de grão são sítios favoráveis à nucleação de novos grãos durante o recozimento;

60 32 A Fig. 2.20, ilustra a dependência da cinética de recristalização com o tamanho de grão. Note que o material com grão fino recristaliza muito mais rapidamente que aquele com grãos grosseiros. (a) Fração Recristalizada, Xv Tempo (s) (b) ln ln (1/(1-Xv)) ln (t) Fig Cinética de recristalização a 225 C do cobre laminado a frio com 93% de redução, de diferentes tamanhos de grão inicial. a) fração recristalizada; b) gráfico JMAK [Hutchinson e colaboradores, 1989) (1) Efeito da presença de solutos É visto também na literatura que, de uma maneira geral, a presença de solutos atrasa a recristalização. O tamanho desta influência vai depender do soluto e do solvente envolvidos. Por exemplo, a Fig mostra a influência de ferro como impureza no alumínio laminado a frio com redução de 80%. Como os materiais comerciais em geral contém solutos, é importante considerar o efeito da solução sólida, para distingui-los de materiais com pureza elevada.

61 33 Recozido por 30 min Microdureza (100gf) Superpuro Temperatura (ºC) Fig Efeito da presença de traços de ferro em solução sólida no alumínio após laminação a frio com redução de 80% e recozimento [Marshall e Ricks, 1992] (1). A maioria dos autores que investigou esta influência, comenta que a presença de solutos, em geral, dificulta a mobilidade das discordâncias, desta forma afetando a taxa de crescimento dos núcleos na recristalização. Os solutos podem segregar para os contornos e formar atmosferas de soluto que influenciam na mobilidade dos contornos. Outros autores, como Vandermeer e Gordon (1963), há bastante tempo atrás, observaram também uma elevação da energia de ativação para recristalização devido à presença de átomos soluto. Em se tratando de uma solução sólida supersaturada, o comportamento observado por alguns autores, como Hornbogen e colaboradores (1969 e 1978) que estudaram a interação entre precipitação e recristalização em ligas Al-Cu e Al-Fe, era que se a solução sólida era deformada e recozida, a menos que a recristalização ocorresse totalmente antes da precipitação, esta última, acontecendo nos contornos de baixo e alto ângulos, retardava a recuperação e a recristalização.

62 Efeito das partículas As partículas presentes na maioria dos materiais comerciais, podem exercer um forte efeito no comportamento mecânico, dependendo de características como o seu tamanho, distribuição, fração volumétrica e espaçamento na matriz. Essas características podem ser modificadas por alterações na composição química da liga ou em processamentos termomecânicos que alterem a microestrutura. Quando se fala em recristalização, as partículas exercem efeitos importantes, com reflexo na cinética de recristalização e no tamanho do grão final, pois: 1) aumentam a força motriz para a recristalização pelo aumento da energia armazenada na deformação; 2) dependendo do tamanho (partículas grosseiras), podem atuar como sítios de nucleação da recristalização; 3) dependendo do tamanho (partículas finas) e espaçamento entre partículas, podem exercer um grande efeito de ancoramento dos contornos de baixo e alto ângulos; As partículas podem também afetar a formação da microestrutura durante a deformação, com reflexos no comportamento do material durante o recozimento, por exemplo: 1) influenciando na densidade global de discordâncias, com reflexo na força motriz para a recristalização; 2) influenciando na heterogeneidade da deformação da matriz, com reflexo na quantidade de sítios para a nucleação da recristalização; 3) influenciando na natureza da estrutura de deformação na vizinhança das partículas, com reflexo na possibilidade de nucleação estimulada por partículas (NEP). Trabalhos experimentais realizados por alguns autores, mostraram claramente o efeito do espaçamento interpartículas [Doherty e Martin, 1964], e do tamanho das partículas [Humphreys, 1977], na cinética de recristalização e tamanho do grão final em ligas monofásicas de alumínio. As Figs e 2.23 ilustram respectivamente os resultados obtidos nestes trabalhos. Observa-se que pequenos espaçamentos

63 35 interpartículas ou partículas finas provocam o atraso da recristalização e grãos finais maiores no fim do processo. Grandes espaçamentos ou partículas grosseiras, por outro lado, aceleram a recristalização, gerando grãos mais finos. Este efeito, entretanto, depende também de outras variáveis. Espaçamento interpartícula (μm) Espaçamento interpartícula (μm) Fig O efeito do espaçamento interpartícula na recristalização de monocristais de alumínio-cobre reduzidos 60% por laminação a frio e recozidos a 305º C. (a) Tempo para 50% de recristalização; (b) Tamanho de grão após recristalização [Doherty e Martin, 1964] (1). Tempo para 50% de recristalização (s) Tamanho de grão (μm) Tempo para 50% de recristalização (s) Tamanho de grão (μm) Diâmetro de partícula (μm) Diâmetro de partícula (μm) Fig O efeito de tamanho de partícula na recristalização em liga Al-Si reduzida 50% por laminação a frio e recozida a 300º C. (a) Tempo para 50% de recristalização; (b) Tamanho de grão após recristalização [Humphreys, 1977] (1). Conforme observado em vários trabalhos experimentais [Nes (1985), Wert e colaboradores (1986), Nes e colaboradores (1989)] (1), a transição entre a aceleração e o atraso da recristalização devido às partículas, está relacionada com uma relação entre a fração volumétrica (F V ) e o raio da partícula (r). Um gráfico esquemático bastante resumido pode ser observado na Fig

64 36 Diâmetro da partícula (μm) SEM EFEITO NEP BAIXO ε ALTO ε ACELERA RETARDA BAIXO ε ALTO ε Fração volumétrica Fig Diagrama esquemático simplificado dos efeitos combinados do tamanho e fração volumétrica das partículas e da deformação prévia, no mecanismo e na cinética da recristalização (1). Adota-se um valor aproximado de 0,2 μm -1 para a relação F V /r, como a fronteira entre o efeito de retardamento e o favorecimento da recristalização provocado pela presença de partículas indeformáveis. Valores maiores que 0,2 μm -1 implicariam no atraso da recristalização, enquanto que valores menores que 0,2 μm -1 implicariam na aceleração da recristalização. A EDE do material também influencia, pois o aumento da força motriz promovido pelas discordâncias geradas pelas partículas pode ser reduzido pela recuperação ocorrendo nestas regiões. No diagrama da Fig. 2.24, a linha AB movese para a esquerda quando o material tem baixa EDE. Na presença de heterogeneidades microestruturais, que aceleram a recristalização, uma fina dispersão de partículas pode atuar dificultando a movimentação dos contornos de baixo e alto ângulos, e com isso atrasar o processo de recristalização. A cinética, neste caso, seria controlada pela natureza da dispersão das partículas. Considerando o crescimento de um grão durante a recristalização numa matriz contendo partículas, duas forças opostas estão atuando simultaneamente; a pressão motriz para o crescimento e aquela contrária promovida pelas partículas. Desta forma, o crescimento continuará enquanto o balanço entre estas pressões for favorável à pressão motriz.

65 Nucleação estimulada por partículas (NEP) O mecanismo de nucleação estimulada por partículas (NEP) foi observado em ligas de alumínio, ferro, cobre e niquel, e tem sido visto ocorrer para partículas com diâmetro superior a ~ 1 μm (Hansen 1975; Humphreys 1977), cujo efeito é de acelerar o fenômeno da recristalização. Sabe-se que, durante a deformação plástica de um material contendo partículas, a passagem de linhas de discordâncias através da partícula, cria anéis de discordâncias ao redor destas, segundo o mecanismo proposto por Orowan (Fig. 2.25). Se as partículas resistem sem deformar às tensões cisalhantes geradas pelos anéis de discordâncias, então existirá uma maior concentração de discordâncias junto às partículas, com formação de uma zona de deformação ao redor destas. Fig Anéis de discordâncias circundando partículas, conforme mecanismo proposto por Orowan (1). Humphreys e colaboradores mostraram que durante a deformação de uma liga com partículas grosseiras e indeformáveis, ocorre uma elevada deformação na vizinhança destas, causando rotações locais do reticulado cristalino. A Fig mostra o resultado encontrado pelos autores (48).

66 38 Fig Orientação do material nas vizinhanças de partícula em liga de alumínio deformada 60% a frio (48). Com o auxílio de microscopia eletrônica de transmissão para estudar a nucleação da recristalização em alumínio contendo partículas, Humphreys (1977) concluiu e mais tarde outros autores corroboraram que: 1) A recristalização originava em subgrãos pré-existentes dentro da zona deformada; 2) A nucleação ocorria por migração do subcontorno; 3) Os grãos poderiam parar de crescer quando a zona de deformação era consumida. A nucleação da recristalização na vizinhança da partícula é favorecida pela elevada desorientação do reticulado e depende também do diâmetro da partícula e da deformação aplicada (48). A Fig mostra que, se o diâmetro da partícula é pequeno, serão necessárias grandes deformações para provocar a NEP.

67 39 Fig O efeito da redução em laminação e tamanho de partícula na ocorrência de NEP (48) O efeito da temperatura de deformação A migração de contornos de alto ângulo é um mecanismo tipicamente difusional. Se a deformação é realizada em temperaturas onde atuam mecanismos de recuperação (geralmente T > 0,4T f ), então a taxa de recristalização poderá ser afetada. A maior e mais rápida aniquilação de discordâncias devido à atuação destes mecanismos termicamente ativados, reduzirá a força motriz para a ocorrência da recristalização. Temperaturas mais elevadas favorecerão a ocorrência da recristalização O efeito da temperatura de recozimento A temperatura de recozimento tem um efeito muito pronunciado na cinética de recristalização. A Fig ilustra os dados obtidos em trabalho realizado por Speich e Fisher (1966) em ligas Fe-3,5% Si deformados até 60%. Os autores observaram que a fração recristalizada cresceu rapidamente de 0 a 1 em todas as temperaturas investigadas, entretanto, o tempo de incubação diminuiu sensivelmente com o aumento da temperatura de recozimento. Os resultados mostraram que para uma mesma quantidade de deformação, o aumento da temperatura de recozimento, eleva a taxa de recristalização da matriz.

68 40 (a) Fração Recristalizada Tempo (s) (b) ln (t0,5) 1/T x 1000 Fig (a) Efeito da temperatura de recozimento na liga Fe-3,5% Si deformada 60%; (b) gráfico de Arrhenius do tempo para 50% de recristalização [Speich e Fisher, 1966] (1). Se considerado o tempo para 50% de recristalização como uma medida da taxa de transformação, então, a cinética do fenômeno seria descrita por uma equação do tipo: 1 = C.exp (-Q/KT) (2.6) t Em uma análise gráfica de ln t x 1/T (Fig. 2.28b), a inclinação da reta define a energia de ativação Q para a ocorrência da recristalização. A literatura comenta que este método de medição da energia de ativação, embora de uso prático, tem interpretação difícil, uma vez que considera a transformação como um fenômeno único. Na recristalização, a energia de ativação é observada não ser constante, podendo variar com a deformação e com pequenas mudanças na pureza do material (1).

69 Competição entre a recuperação e a recristalização Considerando que ambos os processos de recuperação e de recristalização são fenômenos termicamente ativados, relacionados com a eliminação e rearranjo de defeitos cristalinos, através da movimentação dos contornos de baixo e alto ângulos respectivamente, cuja força motriz é a mesma, é esperado que durante o recozimento, haja uma competição entre os dois fenômenos, dependendo de aspectos relacionados com o material envolvido e com os parâmetros de processamento. Assim, se as condições do tratamento de recozimento permitirem que ocorra uma completa recuperação do metal deformado, a recristalização será muito dificultada, podendo até não ocorrer, pois toda a força motriz necessária para a ocorrência da recristalização terá sido consumida no processo de recuperação. Durante o aquecimento no recozimento, de metais de média e alta EDE com baixa fração volumétrica de partículas, a ativação térmica aumenta a mobilidade das discordâncias facilitando a escalagem e o escorregamento com desvio, permitindo a rápida eliminação de discordâncias distribuídas aleatoriamente dentro dos grãos deformados e rearranjando aquelas geometricamente necessárias das paredes de células e subgrãos. Este processo reduz a energia armazenada durante a deformação plástica e amolece a matriz deformada. É a recuperação dificultando ou inibindo a recristalização (Fig. 2.29). Por outro lado, a maior organização das discordâncias geometricamente necessárias das paredes dos subgrãos, pode concorrer para aumentar a desorientação entre subgrãos vizinhos e transformar contornos de baixo ângulo em contornos de alto ângulo e, desta forma, favorecer a recristalização. É a recuperação ajudando a recristalização. De maneira recíproca, se as condições do processamento permitirem que a recristalização ocorra antes da recuperação, esta última pode ser inibida. Isto pode ocorrer, por exemplo, em tratamentos com altas velocidades de aquecimento até a temperatura de recozimento, ou na presença de partículas com tamanho e distribuição suficiente para dificultar a movimentação de discordâncias mas que podem atuar como fontes de nucleação da recristalização.

70 42 Fração residual de encruamento Início da recristalização Tempo (s) Fig Variação da dureza residual durante recozimento em metais de alta EDE (alumínio) [Furu e colaboradores, 1990] (1). 2.5 Cinética de recristalização primária Modelo de Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov (modelo JMAK) O modelo de Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov, ou JMAK, foi pioneiro na tentativa de descrever matematicamente a cinética da transformação na recristalização de um metal deformado, considerando as etapas de nucleação e de crescimento de novos grãos, até a renovação completa da microestrutura. Este modelo assume que os novos grãos são formados a uma taxa de nucleação constante N e que os grãos crescem para dentro da matriz deformada com uma taxa linear de crescimento G. Considera ainda que os grãos são esféricos, de tal forma que o volume cresce com o cubo do seu diâmetro e de forma isotrópica. A fração recristalizada (X v ) é assumida crescer rapidamente com o tempo, aumentando a taxa de transformação, que atinge o valor máximo para 50% de recristalização. No final do processo, os novos grãos começarão a se impingir mutuamente, levando a uma redução da taxa de recristalização, que se aproximará de zero quando a fração recristalizada (X v ) se aproximar de 1. Neste modelo os valores de N e G atendem às seguintes equações:

71 43 N =C 1. exp (-Q N /KT) (2.7) G =C 2. exp (-Q G /KT) (2.8) onde Q N é a energia de ativação para a nucleação e Q G é a energia de ativação para o crescimento Descrição do modelo Foi proposto pelos autores que, considerando a taxa de nucleação constante, o número de núcleos formados dn, em um intervalo de tempo dt, será menor que N. dt devido àquelas regiões já recristalizadas. Considerando assim, todos os núcleos, dn, no tempo dt, teríamos: dn = N dt = dn + N.X v.dt (2.9) Para cálculo do volume recristalizado (V), levou-se em conta o chamado volume extendido (V EX ), que está relacionado com a fração volumétrica de todos os grãos recristalizados (X VEX ), considerando todos os núcleos (dn ). X VEX = t V. dn' (2.10) 0 Efetuando todas as simplificações e considerações, foi encontrado que: X VEX =f N G G 3 t 4 /4 (2.11) onde, f = fator de forma N = taxa de nucleação = constante G = taxa de crescimento = constante t = tempo

72 44 Considerando que o volume extendido aumenta dx VEX no tempo dt e que a fração de material ainda não recristalizado é 1-X V, logo dx V = (1 X V ). dx VEX, resultou: X VEX = Xv 0 dx VEX = ln 1/(1- X V ) (2.12) X V = 1 exp (-X VEX ) = 1 exp (-f N G 3 t 4 /4) (2.13) ou X V = 1 exp (-B t n ) (2.14) que é a equação de Avrami ou equação JMAK. Nesta equação, n que é o expoente JMAK ou expoente de Avrami vale 4, pois é assumido que o grão cresce igualmente nas 3 dimensões, com taxas de nucleação e de crescimento constantes, e que não existe restrição ao crescimento pela interação ou contato com outros grãos (crescimento isotrópico). Isto vale também para o caso em que a nucleação é considerada ocorrer com saturação de sítios, onde todos os eventos de nucleação ocorrem no início do processo de recristalização no tempo t = 0. Neste caso, o valor máximo esperado para o expoente de Avrami passa a ser 3. Caso ocorra restrição ao crescimento em alguma direção (mudanças da dimensionalidade do sistema), então o expoente de Avrami diminui, conforme indicado na Tabela 2.5 mostrada a seguir. Tabela 2.5 Valores de expoente JMAK em função do tipo de nucleação e da dimensionalidade do sistema (1). Dimensão do crescimento Saturação de Sítios Taxa de nucleação constante 3 dimensões dimensões dimensão 1 2

73 45 Uma outra simplificação do modelo JMAK é que este considera que a nucleação ocorre com uma distribuição aleatória e homogênea dos sítios. Para a comparação de dados medidos experimentalmente com os calculados pelo modelo JMAK, usa-se plotar o chamado gráfico JMAK, de ln[ln(1/(1-x V )] em função de ln t. Pela equação de Avrami, isto dá uma linha reta, cuja inclinação é o expoente de Avrami n. Apesar de alguns trabalhos experimentais mais antigos [Anderson e Mehl, 1945] com alumínio; [Reiter, 1952] com aço baixo-carbono; [Gordon, 1955] com cobre, encontrarem n = 4, em trabalho publicado posteriormente [Doherty e colaboradores, 1986], os autores comentaram que as condições utilizadas pelos primeiros autores atendiam às simplificações propostas no modelo, principalmente quanto à aleatoriedade da nucleação. Estas condições são bem menos comumente encontradas em materiais deformados convencionalmente. Experimentos mais recentes mostraram que dificilmente as simplificações do modelo JMAK são satisfeitas, e, desta forma, o coeficiente JMAK tem valores usuais (n<3), com o gráfico JMAK também desviando da linearidade (1). Num trabalho realizado com um aço IF-Ti por W. Ye e colaboradores (9), os autores encontraram os gráficos de JMAK aproximadamente lineares na maioria dos resultados obtidos, mas os valores de n variaram na faixa de 1,3 a 2,6. De fato, é visto que poucos dados experimentais mostram total concordância com o modelo cinético proposto por JMAK. Em um trabalho de Vandermeer e Gordon (1962) com alumínio microadicionado com cobre (0,0068 at% Cu) laminado 40% a frio, foi encontrado n = 1,7 e o gráfico JMAK desviando da linearidade para temperaturas menores e tendendo para tempos mais longos (Fig. 2.30). Em princípio, pode se atribuir à recuperação o desvio da linearidade em materiais com alta EDE. A recuperação compete com a recristalização diminuindo o potencial termodinâmico armazenado na matriz. Microestruturas parcialmente recristalizadas são o resultado mais comumente observado em metais de alta EDE e de alta pureza recozidos em temperaturas relativamente baixas. Maiores detalhes sobre o desvio da linearidade nas curvas do modelo JMAK serão discutidos no item desta dissertação. Resultados semelhantes foram obtidos por outros autores em outros materiais.

74 46 ln(1/(1-xv) Tempo de Recozimento (s) Fig Gráfico JMAK para a cinética de recristalização do alumínio contendo 0,0068 at% Cu, deformado 40% por laminação [Vandermeer e Gordon, 1962] (1). A literatura reporta que a cinética de recristalização de aços IF e aços baixocarbono, desvia-se do comportamento sigmoidal usual após 60 a 70% de recristalização (11). Em outro trabalho com aço IF-Ti, I. Samajdar e colaboradores (11) estudaram a cinética da recristalização e encontraram que embora esta fosse lenta nos estágios iniciais da recristalização, após cerca de 7% até aproximadamente 70% de recristalização, a cinética tornava-se bastante rápida, voltando a reduzir após este patamar, e tornava-se extremamente lenta após 96% de recristalização, com algumas regiões apresentando uma grande dificuldade de recristalizar. A Fig resume o que os autores observaram no estudo realizado.

75 47 ln(-ln(1-f)) ln t (s) Fig ln[-ln(1-f)] vs. ln t, onde f é a fração recristalizada e t é o tempo para a recristalização (em segundos), a 650º C (11). Concluíram então, que o processo de recristalização é bastante complexo e que o modelo JMAK é muito simples para modelá-lo. Seriam necessários mais parâmetros, além da fração recristalizada, para modelar as transformações microestruturais que ocorrem durante a recristalização. No trabalho de Weiping Ye e colaboradores (9),com aço IF-Ti, os autores propõem que o modelo cinético de recristalização considere parâmetros físicos relacionados com a microestrutura, tais como a mobilidade dos contornos de grão, a densidade de discordâncias e o tamanho de grão inicial Método do caminho microestrutural (MPM) O conceito de caminho microestrutural foi introduzido por DeHoff em meados da década de 80 para descrever reações que exibem saturação de sítios. É freqüentemente representado por uma relação entre a área interfacial entre a região transformada e a região não transformada, por unidade de volume. Este método foi utilizado em trabalho realizado por Vandermeer e Rath (1989), para aproximar mais da condição real, os resultados que eram obtidos usando o modelo JMAK. Neste caso, além dos parâmetros já considerados no modelo JMAK, é também levada em conta a área interfacial por unidade de volume entre a porção recristalizada e não recristalizada (S V ) e a área interfacial expandida (S VEX ). A relação entre S VEX es V é, segundo proposto por Gokhale e DeHoff (1985), S VEX =S V /(1-X V ) (2.15)

76 48 considerando que os grãos recristalizam com distribuição aleatória. Considerando que V (t-τ) es (t-τ) são respectivamente o volume e a área interfacial no tempo t de um grão nucleado no tempo τ, as expressões integrais para X VEX e S VEX de grãos individuais em crescimento e, ainda, assumindo que os grãos são esferóides que não variam de forma, são então: X VEX = t 0 V (t-τ). N (τ) dt (2.16) S VEX = t 0 S (t-τ). N (τ) dt (2.17) V (t-τ) =K V.a 3 (t-τ) (2.18) S (t-τ) =K S. a 2 (t-τ) (2.19) Onde a é o maior semi-eixo do esferóide e K V ek S são fatores de forma; a (t-τ) é relacionado com a taxa de migração da interface G (t) através da equação: a (t-τ) = t τ G (t). dt (2.20) Assumindo que o diâmetro do maior grão individual é o diâmetro do grão que nucleou mais cedo, então: a (t-τ) =D L /2 (2.21) Os autores evoluíram as equações de X VEX es VEX, de forma a obter informações a respeito da taxa de nucleação, da taxa de crescimento e do tamanho dos grãos recristalizados. Para recozimento isotérmico, as equações postuladas foram:

77 49 X VEX =Bt n (2.22) S VEX =Kt m (2.23) D L =St s (2.24) Onde, D L representa o diâmetro do maior grão individual crescendo isolado na matriz deformada. Foram também postuladas as seguintes equações: N (τ) = N l τ δ-1 (2.25) a (t-τ) =G a (t-τ) r (2.26) Onde N l,g a, δ e r são constantes. Vandermeer e Rath mostraram então que, se os grãos são considerados esferóides e mantêm sua forma durante o crescimento, δ = 3m 2n (2.27) r = s = n m (2.28) e daí, se: δ = 1, então isto corresponde à taxa de nucleação constante; δ = 0, isto corresponde a taxa de nucleação com saturação de sítios; r = s = 1, corresponde a taxa de crescimento constante.

78 50 Desta forma, medindo-se X V, S V e D L experimentalmente como função do tempo de recozimento, n, m e s podem ser determinados e desta forma, δ e r calculados, identificando o mecanismo de cinética de nucleação. Se s r, então a forma do grão está mudando durante a recristalização. Pelo exposto, observa-se que o método proposto por estes autores é mais realista que o modelo JMAK, fornecendo informações sobre as taxas de nucleação e crescimento a partir dos dados experimentais medidos, embora também para o caso deste modelo, seja necessário assumir que a distribuição dos núcleos na recristalização é aleatória e que a recristalização é homogênea. Em se tratando de materiais reais, onde a recristalização é heterogênea e os grãos nucleiam em maior quantidade nos sítios preferenciais gerados no processo de deformação, e também, onde mecanismos de recuperação estão atuando antes da recristalização, existe um afastamento das condições consideradas no modelo Cinética de recristalização em materiais reais Uma das principais características observadas em materiais reais é a distribuição não aleatória dos sítios de nucleação para a recristalização, devido ao caráter não homogêneo e não uniforme da deformação no material, principalmente em materiais com grãos grosseiros. Existem diversas evidências na literatura, como aquelas de Rosen e colaboradores, 1964 com o ferro, Hutchinson e colaboradores, 1989 com o cobre, Hjelen e colaboradores, 1991 com o alumínio e outros, a respeito desta afirmação (1). Numa escala microscópica, os sítios preferenciais de nucleação são basicamente os contornos de grãos, as bandas de deformação, as bandas de transição, as bandas de cisalhamento e ao redor de partículas grosseiras. A maior ou menor heterogeneidade da distribuição dos núcleos vai depender da relação entre o número de núcleos formados e a quantidade de sítios de nucleação reais existentes. Numa escala macroscópica, considerando-se vários grãos, o que se observa é que nem todos os grãos recristalizam com a mesma taxa e da mesma forma, conduzindo a uma microestrutura recristalizada final heterogênea.

79 51 A principal causa disto é a orientação inicial dos grãos, pois os sistemas de deslizamento atuantes e o caminho de deformação são dependentes da orientação cristalográfica (1). Em trabalho realizado com aço baixo-carbono [Réglé, 2001] (5), os autores comentam que se o processo de recozimento é interrompido com a amostra parcialmente recristalizada, observa-se que a recristalização acontece de forma muito heterogênea. Enquanto alguns grãos deformados mostram o desenvolvimento de colônias de novos grãos, outros não apresentam evidências de qualquer nucleação aparente (5). Alguns grãos apresentam uma textura muito forte após a recristalização. A presença de partículas, é também um fator muito importante que contribui para a heterogeneidade microestrutural após recristalização. Da mesma forma que para a nucleação, existem evidências que a taxa de crescimento também não é constante. Esta característica é atribuída à variação da mobilidade dos contornos de grão que estão recristalizando, motivado principalmente pela variação da pressão motriz. Esta, por sua vez, é afetada pelo próprio aspecto heterogêneo da microestrutura e pelos mecanismos de recuperação que ocorrem simultaneamente com a recristalização. A consideração da variação da taxa de crescimento ( G ) com o tempo, traz modificação na cinética de recristalização prevista pelo modelo JMAK. Embora trabalhos pioneiros atribuam à variação da taxa de crescimento o fenômeno da recuperação prévia ou simultânea com a recristalização, trabalhos mais recentes questionam a influência da recuperação afetando fortemente a recristalização do material (Fig. 2.32), conforme trabalho de Rosen e colaboradores (1964) com o ferro (1).

80 52 -ln (1-XV) Tempo (min) Fig Efeito da recuperação na recristalização do ferro [Rosen e colaboradores, 1964] (1). Acredita-se então que outro fator além da recuperação possa estar contribuindo para diminuir a taxa de crescimento em tempos longos (1). Trabalho realizado por Hutchinson e colaboradores (1989) em cobre, mediu a liberação da energia armazenada durante a recristalização e concluiu que a diminuição da taxa de crescimento para tempos longos na recristalização e o desvio da linearidade das curvas JMAK, eram devidos à distribuição heterogênea da energia armazenada. Desta maneira, o crescimento dos núcleos aconteceria mais rapidamente nos grãos com maior energia armazenada, conduzindo a uma microestrutura recristalizada final heterogênea. Concluiu-se então que, o desvio da cinética de recristalização estabelecidos com base no modelo JMAK e dos baixos valores de expoente JMAK que são encontrados experimentalmente em materiais reais, podem ser, em grande parte, atribuídos a heterogeneidades da microestrutura, pois estas levam a uma distribuição heterogênea de sítios de nucleação e de energia armazenada, e para uma diminuição da taxa de crescimento com o tempo. Em trabalho recente sobre o efeito das heterogeneidades de deformação na cinética de recristalização de metais deformados (55), Haiwen Luo e colaboradores derivaram equações analíticas a partir do modelo clássico de JMAK para descrever a cinética em processos de recristalização heterogênea, onde é observado um grande

81 53 afastamento dos valores do expoente de Avrami n previstos pelo modelo clássico daqueles encontrados na maioria dos casos reais. Nesta abordagem, os autores consideraram a heterogeneidade da distribuição da deformação plástica e da energia armazenada na matriz deformada e elaboraram uma correlação entre o expoente de Avrami do modelo teórico e o que eles chamaram de expoente médio local n av representativo da condição real, onde existe uma variação da taxa de crescimento dos núcleos durante a recristalização considerando todo o processo, desde X V = 0,01 até X V = 0,99. Esta correlação é mostrada no gráfico da Fig Expoente de Avrami, n Faixaprevistapela equação JMAK Faixaprevistapela equação JMAK modificada Expoente médio, n av Fig Relação entre o expoente n previsto pela equação JMAK clássica e o expoente médio n av previsto pela equação JMAK modificada (55). A faixa de variação observada experimentalmente para o expoente médio local n av, no caso do ferro, está entre 0,77 e 2,20. Quando a taxa de crescimento durante a recristalização é constante, um valor mais alto de n av, em torno de 1,5 a 2,2 é esperado, enquanto que valores mais baixos, próximos de 0,77, são esperados quando a taxa de crescimento dos novos grãos diminui significativamente com o tempo de recozimento. O modelo proposto também prevê que altos valores de expoente médio de Avrami são observados apenas quando as variações nos valores locais de deformação são muito pequenas, tais como nos casos de materiais levemente deformados, de grãos finos, livres de textura e com tamanho de grão uniforme. Os resultados obtidos com a utilização do modelo proposto, encontram uma grande concordância com valores reais publicados por diversos autores (55).

82 A microestrutura recristalizada O tamanho final de grão após a recristalização O tamanho de grão final após a recristalização é afetado por fatores relacionados com os processos de nucleação e crescimento. Assim, fatores que contribuem para aumentar a quantidade de sítios preferenciais de nucleação e desta forma aceleram o início do processo de recristalização, como a quantidade de deformação e o tamanho de grão inicial, influem no tamanho do grão final da microestrutura recristalizada. Como a orientação inicial dos grãos ou as componentes de textura influencia a taxa de recristalização, é esperada uma variação do tamanho de grão ao longo da amostra, uma vez que grãos que armazenam maior quantidade de energia durante a deformação plástica podem se recristalizar antes de outros, imprimindo um aspecto heterogêneo na microestrutura. Apesar da heterogeneidade microestrutural observada na maioria das vezes, a distribuição de tamanho de grão no final da recristalização é vista ser do tipo normal, especialmente em metais com estrutura inicial de grãos mais fina (1) A evolução da microestrutura na recristalização Analisando o comportamento da microestrutura de amostras de aço baixocarbono recozidas, H. Réglé (5) comentou que a recristalização observada em aços baixocarbono ocorre em estágios, conforme mostrado esquematicamente na Fig Fig Descrição esquemática da evolução da microestrutura em quatro estágios. (1) nucleação em grãos com alta energia armazenada; (2) crescimento dos núcleos em grãos

83 55 com alta energia; (3) crescimento dos núcleos para dentro de outros grãos de menor energia; (4) fim do processo quando os grãos recristalizados entram em contato (5). Inicialmente ocorre o desenvolvimento de núcleos de recristalização em grãos com alta energia acumulada na deformação prévia. A partir daí, os núcleos crescem dentro dos grãos que os geraram, mantendo a textura do material praticamente inalterada, pois os novos grãos gerados têm quase a mesma orientação dos grãos deformados que estão sendo consumidos. Após consumir todo o grão deformado, os novos grãos param de crescer e dependendo das condições do tratamento, podem começar a consumir outros grãos deformados e com menor energia acumulada. No último estágio da recristalização ocorre o aparecimento de núcleos em grãos com baixas energias armazenadas, e o crescimento de todos os grãos recristalizados até que todos eles estejam em contato. A autora ressalta que o desenvolvimento de uma nova microestrutura recristalizada ocorre de maneira bastante heterogênea e está relacionada com a orientação individual dos grãos deformados e com heterogeneidades de deformação dentro dos diferentes grãos (5). A heterogeneidade microestrutural observada, desde os primeiros estágios da recristalização, dificulta a medição da fração recristalizada pelos métodos estereológicos convencionais e a determinação da cinética do processo. Petitgand e colaboradores (46), estudando a cinética de recristalização de diferentes tipos de aços IF, observaram que havia uma grande correlação entre o amolecimento e a recristalização observada no material durante o recozimento. Estes autores determinaram então a fração volumétrica recristalizada a partir dos valores experimentais de dureza do material recristalizado e da matriz deformada, usando Equação 2.29 mostrada a seguir. ou H(X V )=X V.H(X V=1 ) + (1-X V ).H(X V=0 ) (2.29) X V = H ( X H ( X V = V = 0 0) H ( X ) H ( X V ) ) V = 1 (2.30) A Fig apresenta os resultados obtidos pelos autores.

84 56 Dureza Dureza medida experimentalmente Fração recristalizada deduzida da dureza Fração recristalizada Temperatura (ºC) Fig Determinação da cinética de recristalização de um aço IF laminado 75% a frio, usando as medidas de dureza (49). As curvas mostram que existe uma correlação muito forte entre as características de amolecimento e a quantidade de recristalização nos materiais estudados, desprezando-se o efeito da recuperação no amolecimento. Outros autores (18) relatam correlações semelhantes entre estes fenômenos, em trabalhos anteriores com alumínio e cobre (Fig. 2.36). Fig Relação entre a fração amolecida e a fração recristalizada para o alumínio (maior EDE) e para o cobre (menor EDE) (18). Neste caso específico, o alumínio, que tem alta EDE, mostrou um desvio da proporcionalidade, devido à ocorrência de recuperação, com as condições experimentais empregadas.

85 57 O grau de amolecimento A da Figura 2.36 foi calculado através da relação mostrada na Equação 2.30, onde A = X V.

86 58 3 Materiais e Métodos 3.1 Material O material utilizado neste trabalho consistiu de amostras de um aço IF de classe comercial, estabilizado ao titânio e contendo pequena adição de silício. As amostras foram retiradas de esboço de laminação a quente após os passes de deformação de desbaste e antes da seção de acabamento do laminador de tiras a quente da Companhia Siderúrgica Nacional (CSN) em Volta Redonda - RJ. O processo de produção do aço, até a etapa de amostragem do esboço de laminação, compreendeu as seguintes etapas: 1) Vazamento de corrida em corversor com sopro de oxigênio; 2) Tratamento da corrida em desgaseificador a vácuo; 3) Ajuste da composição química final do banho líquido; 4) Lingotamento contínuo do aço em placas; 5) Enfornamento da placa para reaquecimento até a temperatura de 1200º C durante aproximadamente 3 h; 6) Laminação de desbaste da placa em 8 passes consecutivos com baixas taxas de deformação, com redução da espessura de 257 mm até 32 mm, no intervalo de temperatura entre 1200º C e 1100º C; A Tabela 3.1 apresenta a composição química do material utilizado no trabalho. A análise foi realizada com espectrômetro ótico marca ARL modelo 3460 AES. Os teores de carbono e S foram medidos através de aparelho LECO modelo CS444, todos instalados no centro de pesquisas da CSN. Tabela 3.1 Composição química do aço IF estabilizado com titânio e microadicionado com silício (em %-peso) C Mn P S Si Al N Ti Nb 0,003 0,121 0,010 0,005 0,091 0,025 0,0033 0,060 0,002 A amostra de esboço foi seccionada em cinco partes na direção da largura, ficando cada pedaço com dimensão aproximada de 32 x 250 x 300 mm. As extremidades foram descartadas e os corpos-de-prova (CPs) da região central foram

87 59 selecionados para a realização deste trabalho (Fig. 3.1). As amostras foram usinadas, para remoção de imperfeições e da camada de óxido de laminação a quente, bem como para o acerto do paralelismo entre as faces. Após a usinagem, a espessura era de 29,5 mm. Amostras selecionadas Descarte Fig. 3.1 Representação esquemática do modo de amostragem adotado no presente estudo. 3.2 Métodos Deformação a frio De cada amostra do esboço, foram retirados três CPs para laminação a frio, sendo um para cada condição de deformação. O processo de laminação a frio foi realizado através de múltiplos passes em um laminador piloto FENN tipo twohigh/four-high modelo do DEMAR-FAENQUIL, com reduções sucessivas de espessura até um total acumulado de 70%, 80% e 90%, sem lubrificação nos passes. As correspondentes deformações reais (ε) são iguais a 1,2, 1,6 e 2,3. A espessura inicial (h i ) dos CPs era de 29,50 mm e as espessuras finais obtidas (h f ) após as reduções aplicadas foram de: 9,00 mm, 5,90 mm e 2,96 mm, respectivamente (Fig. 3.2). As seqüências de laminação a frio são apresentadas nas Tabelas 3.2 a 3.4.

88 60 h i DL h f Fig. 3.2 Representação esquemática da redução de espessura durante a laminação. Tabela 3.2 Seqüência de laminação a frio do aço IF para 70% de redução de espessura. Passe Esp. inicial (h i ) (mm) Esp. final (h f ) (mm) Redução no passe (%) Redução acumulada hi hf (%) x100 h i 1 29,5 27,7 6,10 6,1 2 27,7 25,5 7,94 13,6 3 25,5 24,9 2,35 15,6 4 24,9 22,82 8,35 22,6 5 22,82 22,54 1,23 23,6 6 22,54 20,85 7,50 29,3 7 20,85 19,93 4,41 32,4 8 19,93 19,77 0,80 33,0 9 19,77 19,09 3,44 35, ,09 17,15 10,16 41, ,15 15,08 12,07 48, ,08 13,88 7,96 52, ,88 13,03 6,12 55, ,03 11,15 14,43 62, ,15 10,05 9,86 65, ,05 9,00 10,45 69,5

89 61 Tabela 3.3 Seqüência de laminação a frio do aço IF para 80% de redução de espessura. Passe Esp. inicial (h i ) (mm) Esp. final (h f ) (mm) Redução no passe (%) Redução acumulada hi hf (%) x100 h i 1 29,5 27,7 6,10 6,1 2 27,7 25,5 7,94 13,6 3 25,5 24,9 2,35 15,6 4 24,9 22,82 8,35 22,6 5 22,82 22,54 1,23 23,6 6 22,54 20,85 7,50 29,3 7 20,85 19,93 4,41 32,4 8 19,93 19,77 0,80 33,0 9 19,77 19,09 3,44 35, ,09 17,15 10,16 41, ,15 15,08 12,07 48, ,08 13,88 7,96 52, ,88 13,03 6,12 55, ,03 11,15 14,43 62, ,15 10,05 9,86 65, ,05 9,00 10,45 69, ,4 6,67 71,5 18 8,4 7,04 16,19 76,1 19 7,04 6,08 13,64 79,4 20 6,08 5,9 2,96 80,0

90 62 Tabela 3.4 Seqüência de laminação a frio do aço IF para 90% de redução de espessura. Passe Esp. inicial (h i ) (mm) Esp. final (h f ) (mm) Redução no passe (%) Redução acumulada hi hf (%) x100 h i 1 29,5 27,7 6,10 6,1 2 27,7 25,5 7,94 13,6 3 25,5 24,9 2,35 15,6 4 24,9 22,82 8,35 22,6 5 22,82 22,54 1,23 23,6 6 22,54 20,85 7,50 29,3 7 20,85 19,93 4,41 32,4 8 19,93 19,77 0,80 33,0 9 19,77 19,09 3,44 35, ,09 17,15 10,16 41, ,15 15,08 12,07 48, ,08 13,88 7,96 52, ,88 13,03 6,12 55, ,03 11,15 14,43 62, ,15 10,05 9,86 65, ,05 9,00 10,45 69, ,4 6,67 71,5 18 8,4 7,04 16,19 76,1 19 7,04 6,08 13,64 79,4 20 6,08 5,9 2,96 80,0 21 5,9 5,2 11,86 82,4 22 5,2 4,3 17,31 85,4 23 4,3 3,5 18,60 88,1 24 3,5 2,96 15,43 90,0

91 Preparação dos CPs para recozimento De cada CP laminado a frio, após o descarte das bordas e das extremidades, foram retirados inúmeros CPs menores, com dimensões aproximadas de 10,0 mm de largura x 12,0 mm de comprimento x h f mm de espessura, para a realização dos tratamentos térmicos de recozimento nas diferentes temperaturas e tempos predeterminados para o estudo da cinética de recristalização. Os cortes foram realizados com serra de fita refrigerada para evitar super-aquecimentos localizados. A Fig. 3.3 mostra um desenho esquemático dos CPs produzidos. h f 12 mm 10 mm Fig. 3.3 Representação esquemática dos CPs preparados para o estudo da recristalização Recozimento Todos os tratamentos térmicos de recozimento foram realizados no centro de pesquisas da CSN, em forno de banho de sal de fabricação BRASIMET, com controle de temperatura da câmara de aquecimento. Durante os tratamentos térmicos foi mantido um termopar imerso no banho, junto aos CPs, para monitoramento contínuo da temperatura de recozimento. Em todos os ensaios realizados, a temperatura se manteve praticamente constante em relação ao valor especificado, com variação real de ± 5 C. O monitoramento e registro contínuos da temperatura ao longo dos testes foram realizados através de um sistema de aquisição de dados Hydra Data Logger, marca FLUKE modelo 2625A. Para que fosse possível recozer três CPs simultaneamente, um de cada condição de pré-deformação, foi confeccionado um cadinho de aço inoxidável ABNT 304, tipo cesta, cuja arquitetura permitia o contato direto destes com o banho de sal fundido. Assim, a condição de recozimento era idêntica para todos os CPs deformados. Os primeiros tratamentos consistiram de recozimento isotérmico dos CPs das três pré-reduções, nas temperaturas de 550, 600, 640, 660, 680, 700, 720, 740, 760, 780 e 800 C, com tempo de encharque de 0,5 h. Estes parâmetros foram estabelecidos com

92 64 base na literatura disponível e experiência industrial. Os ensaios nestas temperaturas permitiram o levantamento das primeiras curvas de amolecimento e a escolha das condições a serem adotadas para o estudo da cinética de recristalização. Era necessário que as temperaturas de recozimento escolhidas permitissem o acompanhamento da evolução da recristalização até 100 % de transformação em um intervalo de tempo entre poucos segundos até cerca de 1 h de tratamento térmico. Foram selecionadas inicialmente quatro temperaturas para o estudo da cinética, quais sejam 660º C, 680º C, 700º C e 750º C. Os tempos pré-determinados para os recozimentos isotérmicos foram 1 s, 3 s, 5 s, 15 s, 30 s, 1 min, 3 min, 5 min, 10 min, 15 min, 20 min, 30 min e 1 h. Numa etapa seguinte do trabalho, foi necessária a realização de recozimentos adicionais nas temperaturas de 600º C e 800º C, com tempos variando entre 1 min e 8 h para a temperatura mais baixa, e entre 5 s e 10 min para a mais elevada. Após cada recozimento, os corpos-de-prova eram retirados do forno e deixados esfriar ao ar natural até a temperatura ambiente, lavados em água corrente para eliminação dos resíduos de sal, secados e identificados Preparação de amostras para metalografia Para a caracterização metalográfica das amostras recozidas, o primeiro procedimento realizado foi o corte longitudinal dos corpos-de-prova com disco abrasivo refrigerado, aproximadamente no meio da largura e ao longo do comprimento destes (Fig. 3.4a). Uma das superfícies de corte foi preparada para análise microestrutural (Fig. 3.4b). DL (a) (b) Superfície analisada Fig. 3.4 (a) Desenho esquemático do corte realizado nas amostras recozidas; (b) seção de corte preparada para análise metalográfica e medição de microdureza.

93 65 As amostras foram embutidas em baquelite, lixadas com lixas d água de granulometria 50, 100, 220, 320, 400, 600 e 1200 mesh, e polidas manualmente primeiro com alumina de granulometria 0,5 μm e depois com uma solução aquosa contendo sílica coloidal conforme indicado a seguir. 25 ml de suspensão de sílica coloidal OP-U (Struers) 1950 ml de água destilada 1 ml de HNO 3 P.A. 2 ml de detergente neutro comercial O polimento foi realizado em politriz da PANAMBRA modelo DPU-10, numa velocidade constante de 300 rpm até o completo desaparecimento dos riscos provenientes da etapa anterior de lixamento das amostras. Para observação no microscópio ótico, as superfícies polidas sofreram ataque químico com solução de Nital 3% em volume, durante 10 s, seguido de ataque de Klemms (1 g de metabisulfito de potássio e 50 ml de tiossulfato de sódio saturado) durante cerca de 2 a 3 min, até que fosse percebida visualmente uma cor azulada na superfície exposta ao ataque. A seguir, a amostra era lavada com álcool etílico P.A. e secada com ar quente. A utilização deste método de ataque foi necessário para permitir uma boa visualização da microestrutura ferrítica e distinguir os grãos recristalizados da matriz recuperada. Esta técnica de ataque é bastante utilizada na indústria para caracterização de aços IF Caracterização microestrutural A caracterização microestrutural das amostras foi realizada com microscópio ótico marca ZEISS AXIOPHOT, dotado de recursos de análise de imagens e registro fotográfico digital, além da técnica convencional de fotografia em película. O uso destes recursos permitiu visualizar os resultados microestruturais obtidos nas diferentes condições de recozimento e registrar o aspecto microscópico observado. Pelas técnicas empregadas, também foi possível observar as heterogeneidades do estado encruado e o início da recristalização associada a essas regiões de mais alta energia, dentre outras.

94 66 As microestruturas representativas foram registradas em fotos digitais pelo analisador de imagens AnalySIS Pro 3.0 acoplado ao microscópio, ou em fotos convencionais em papel fotográfico. A medição do tamanho de grão ferrítico após recristalização, em cada condição de pré-deformação foi realizada através deste mesmo analisador de imagens, empregando métodos estereológicos convencionais. A microestrutura das amostras recozidas a 600º C durante 8 h, foi também caracterizada através do microscópio eletrônico de varredura modelo LEO 1450-VP do DEMAR/FAENQUIL, com filamento de tungstênio e tensão de aceleração de 20 kv, utilizando a técnica de análise por elétrons secundários Medidas de microdureza Para cada condição de pré-deformação e temperatura de recozimento, foram realizadas medições de microdureza Vickers nos CPs recozidos e os dados coletados foram tratados de forma gráfica, correlacionando-as com as variáveis temperatura, tempo e quantidade de redução a frio. Esta atividade foi desenvolvida com o emprego de duas técnicas distintas, a saber: I) Após os primeiros tratamentos isotérmicos, foram realizadas cinco medições aleatórias de dureza superficial, na escala Rockwell B, em cada CP recozido. O valor médio calculado a partir dos resultados obtidos em cada condição testada foi plotado em gráfico contra a temperatura de recozimento. As medições foram realizadas com durômetro WILSON modelo 4JR. II) Nos CPs recozidos com diferentes tempos, foram realizadas medições de microdureza na escala Vickers, com carga de 0,2 kgf, em todas as condições estabelecidas para o estudo da cinética de recristalização, incluindo a condição sem tratamento. Todas as medidas foram realizadas com microdurímetro calibrado, modelo MICROMET 3 da BUEHLER LTD. Esta decisão foi tomada para minimizar a ocorrência de erros de interpretação dos resultados, devido ao possível comportamento diferenciado na recristalização dos grãos mais próximos das superfícies em comparação com aqueles do interior da massa metálica, e para aumentar a precisão das medições. Foram adotados os seguintes critérios:

95 67 1) As medições foram realizadas na superfície preparada para análise metalográfica, após ataque químico de Nital a 3%; 2) As medições foram realizadas numa região da seção longitudinal correspondente ao meio do comprimento das amostras conforme ilustrado nos desenhos esquemáticos das Figs. 3.5 a 3.7. Cinco medições consecutivas no sentido longitudinal foram realizadas, sendo repetidas diversas vezes ao longo da direção da espessura, de forma a varrer a amostra de uma maneira mais representativa. A primeira e a última linha de pontos eram tomadas a cerca de 0,5 mm afastadas das superfícies do CP. Uma linha de pontos era tomada no meio da espessura e as demais eqüidistantes entre si em no máximo 1,5 mm, dependendo da espessura do corpo-de-prova. Os valores foram lançados em planilha eletrônica para posterior tratamento estatístico e análise em gráficos. Espessura final Fig. 3.5 Representação esquemática dos pontos de medição de microdureza nas amostras com 70% de redução. Espessura final Fig. 3.6 Representação esquemática dos pontos de medição de microdureza nas amostras com 80% de redução.

96 68 Espessura final Fig. 3.7 Representação esquemática dos pontos de medição de microdureza nas amostras com 90% de redução Preparação de amostras deformadas para análise da textura De cada condição de deformação a frio foi extraído um CP de dimensão h f aproximada 40 x 40 x mm, para análise da textura de deformação. Os CPs foram 2 cortados com disco refrigerado para evitar aquecimento das bordas, desbastados até metade da espessura por usinagem com plaina e o acabamento superficial final foi dado por retífica. Após usinagem as superfícies foram protegidas com óleo mineral para evitar a oxidação Análise da textura de deformação As medidas de textura cristalográfica foram realizadas com o auxílio de um difratômetro Rigaku modelo DMAX-2100 com goniômetro de textura horizontal multipurpose, utilizando radiação Mo-K α com foco ponto e fenda colimadora de Schulz. Quatro figuras de pólo {110}, {200}, {211} e {310} foram usadas para construir as FDOCs. As medidas foram realizadas na metade da espessura final de cada chapa para minimizar os efeitos de deformações cisalhantes junto à superfície de laminação Cálculo da fração amolecida Os valores médios de microdureza das amostras após tratamento térmico de recozimento, foram analisados contra o tempo de recozimento em escala logarítmica, tanto para as amostras na condição apenas deformada, até os maiores tempos de recozimento. Para cada condição de pré-deformação e temperatura de recozimento foi ajustada uma curva do tipo sigmoidal. Para cada condição de deformação, considerando que no tempo t = 0 s e na temperatura ambiente a amostra está totalmente encruada, e teoricamente apresenta o

97 69 valor mais alto de dureza (H e ), e que no maior tempo de recozimento, e na maior temperatura de recozimento, está totalmente amolecida (com o valor de dureza mais baixo (H r )), então, para cada tempo t i de tratamento que corresponde a um valor de dureza H i, é possível calcular a fração amolecida A através da seguinte relação: A H H e i = (3.1) e H H r Considerando a fração amolecida igual à fração recristalizada, então a equação 3.1 é igual à equação Os valores de A calculados pela Equação 3.1 foram plotados contra o tempo de recozimento na escala logarítmica, cuja curva tem a forma sigmoidal e cresce desde próximo de zero até próximo de um. Vale ressaltar que, freqüentemente é possível encontrar valores negativos para a fração amolecida, devido às variações naturais de dureza advindas do processo experimental e do procedimento de medição adotado, o que não caracteriza necessariamente um erro de cálculo. Como não é possível indicar o valor t = 0 na escala logarítmica, adotou-se o valor de t = 0,5 s como sendo representativo da condição de partida. Não há qualquer prejuízo à interpretação dos resultados ao se adotar tal aproximação. Os resultados de dureza e de fração amolecida, obtidos a partir dos ensaios realizados nas temperaturas de 600º C e 800º C, também foram inseridos nos respectivos gráficos para cada condição de deformação Cálculo da energia de ativação aparente para a recristalização Os cálculos da energia de ativação aparente (Q ap ) para a transformação foram realizados a partir dos valores da fração amolecida durante a recristalização do material nos tratamentos térmicos de recozimento. Para isso, foram utilizados os seguintes passos: 1) Elaborou-se uma planilha com os dados de temperatura, do tempo para 50% de amolecimento ( t 0, 5 ) em cada temperatura e da taxa de transformação, esta última representada pelo inverso do tempo considerado (taxa = 1 ); t 0,5

98 70 2) Considerando que a taxa de amolecimento segue uma equação de Arrhenius do tipo: Taxa = A exp (-Q ap /RT) (3.2) então, o gráfico do ln(taxa) em s 1 contra o inverso da temperatura ( T 1 )em cada ponto, dá aproximadamente uma linha reta, onde o coeficiente angular Q vale ap. Como R é a constante dos gases e tem um valor conhecido, o R valor da energia de ativação aparente ( Q ) pode ser calculado. ap Cálculo do expoente de Avrami n A fração recristalizada (X V ) para cada deformação, temperatura e tempo de recozimento, foi determinada com o auxílio da equação 2.28, a partir dos valores médios de microdureza das amostras recozidas. O cálculo do expoente de Avrami é facilmente obtido a partir da Eq do 1 modelo cinético de JMAK, plotando-se os valores do ln ln contra ln t. Os 1 X V gráficos obtidos aproximam-se de uma reta, onde o valor de n é o coeficiente angular desta reta. Os resultados são apresentados em tabelas e nos respectivos gráficos de Avrami de cada condição experimentada. Pelos mesmos gráficos é possível extrair o valor da constante B da equação de JMAK.

99 71 4 Resultados e Discussão 4.1 Composição química do aço Os teores encontrados para os principais elementos (Tab. 3.1), mostram que o aço em questão é do tipo ultra-baixo-carbono acalmado com alumínio e contendo titânio em quantidade suficiente para combinar com todo o carbono e nitrogênio presentes, deixando o aço totalmente estabilizado ou livre de intersticiais. Os principais compostos formados são do tipo nitreto (TiN), sulfeto (TiS), carbosulfeto (Ti 4 C 2 S 2 ) e carboneto de titânio (TiC) (38,50,51). Observa-se também que o aço contém elementos endurecedores por solução sólida substitucional, como o silício e o manganês. Neste aço, o teor de manganês é mantido em níveis baixos devido ao seu efeito indesejável na anisotropia normal e na textura, que se reflete na estampabilidade do material. O silício, por sua vez, traz efeitos benéficos atuando como elemento estabilizador de ferrita e forte endurecedor por solução sólida. A sua adição também reduz a influência do manganês na obtenção de componentes de textura de recristalização indesejáveis no material (25). Outro elemento presente, o alumínio, é adicionado com o objetivo de acalmar o aço líquido, removendo o oxigênio dissolvido. O fósforo, que é uma impureza e sempre está presente na produção em escala industrial, pode também contribuir para o endurecimento do aço por solução sólida substitucional. Todos esses elementos em solução sólida no aço, bem como os compostos formados pela reação com o titânio e que precipitam como partículas, podem influenciar na cinética de recristalização. O efeito individual destes fatores não foi medido e portanto não será discutido nesta dissertação. 4.2 Curvas de amolecimento Dureza média das amostras após tratamentos térmicos iniciais Os primeiros tratamentos térmicos de recozimento nos CPs laminados a frio com as reduções de 70, 80 e 90% realizados nas temperaturas de 550, 600, 640, 660, 680, 700, 720, 740, 760, 780 e 800 C com tempo de patamar de 0,5 h, tiveram dois objetivos: o primeiro foi descrever o comportamento geral da recristalização do aço IF

100 72 Ti-Si através da medição do amolecimento do material durante os recozimentos isotérmicos; o segundo era permitir a seleção do intervalo de temperaturas para a realização do estudo da cinética de recristalização. Os resultados de dureza obtidos são mostrados na Tabela 4.1 e no gráfico exibido na Fig. 4.1, a seguir. Tabela 4.1 Dureza média superficial após tratamentos térmicos iniciais por 0,5 h. Temperatura ( C) Dureza superficial do CP (HRB) Def. = 70% Def. = 80% Def. = 90% 500 (*) (*) Estado totalmente encruado. A temperatura foi arbitrada para facilitar a representação no gráfico da Figura Dureza (HRB) t=0,5 h 70% def. 80% def. 90% def Temperatura de Recozimento ( C) Fig. 4.1 Variação da dureza do aço IF Ti-Si em função da temperatura de recozimento.

101 73 O gráfico da Figura 4.1 apresenta o comportamento geral do amolecimento do aço IF Ti-Si, após um tempo de permanência de 1800 s, em diferentes temperaturas de recozimento, para as três deformações investigadas. A observação das curvas obtidas mostra que até uma temperatura da ordem de 600º C, a dureza do material se altera pouco, sugerindo que o processo de recristalização ainda não se iniciou nesta condição, independentemente da deformação empregada. A análise da microestrutura corroborou esta afirmação. A 640º C, começa a ser percebida uma pequena redução da dureza das amostras, indicando um provável início de recristalização do material. Acima de 700º C, o processo parece estar concluído. Com o aumento da temperatura, o que se observa é uma rápida redução da dureza do material, de cerca de 80 HRB na temperatura de 640º C para algo em torno de 30 HRB a 700º C. Nota-se que cada condição de deformação exibe um comportamento distinto, porém semelhante, da variação da dureza com a temperatura. Para 70% de deformação, a taxa apresenta uma queda mais suave do que para 90% de redução a frio. A condição de 80% exibiu um comportamento intermediário. Considerando que a cinética do amolecimento do material tem forte correlação com a recristalização da microestrutura, pode-se dizer que o resultado obtido era esperado, uma vez que o aumento da deformação eleva a energia armazenada no material, influenciando a cinética da recristalização. Desta forma, para uma mesma temperatura, a ocorrência do fenômeno de recristalização deverá ser mais rápida para a amostra mais deformada. Estes primeiros resultados nortearam a seleção das temperaturas e dos tempos de recozimento para a continuidade do estudo Cinética de amolecimento As Tabelas 4.2 a 4.4 apresentam os resultados de microdurezas médias obtidas nos CPs recozidos em forno de banho de sal nas temperaturas de 660º C, 680º C, 700º C e 750º C, e nos tempos de 1 s, 3 s, 5 s, 15 s, 30 s, 60 s, 180 s, 300 s, 600 s, 900 s, 1200 s, 1800 s e 3600 s, para cada condição de deformação. São também apresentados os resultados obtidos nos tratamentos térmicos adicionais nas temperaturas de 600º C e 800º C com tempos de recozimento de 1 min a 8 h e de 5 s a 10 min respectivamente. Os respectivos gráficos são mostrados nas Figs. 4.2 a 4.4. As curvas individuais para cada condição de recozimento são apresentadas no Apêndice.

102 74 Tabela 4.2 Valores médios de microdureza Vickers após tratamentos térmicos de recozimento nas amostras deformadas 70% em laminação a frio. Temperatura (ºC) Tempo (s) H (1) (HV) D.P. (2) H (1) (HV) D.P. (2) H (1) (HV) D.P. (2) H (1) (HV) D.P. (2) H (1) (HV) D.P. (2) H (1) (1) H = dureza média (HV 0,2kgf ); (2) D.P. = desvio-padrão (HV) D.P. (2) Microdureza (HV 0,2kgf ) Aço IF Ti-Si, 70% def. 600ºC 660ºC 680ºC 700ºC 750ºC 800ºC E2 1E3 1E4 Tempo (s) Fig. 4.2 Redução contínua da dureza com o progresso da recristalização do aço IF Ti-Si com 70% de redução a frio.

103 75 Tabela 4.3 Valores médios de microdureza Vickers após tratamentos térmicos de recozimento nas amostras deformadas 80% em laminação a frio. Temperatura (ºC) Tempo (s) H (1) (HV) D.P. (2) H (1) (HV) D.P. (2) H (1) (HV) D.P. (2) H (1) (HV) D.P. (2) H (1) (HV) D.P. (2) H (1) (1) H = dureza média (HV 0,2kgf ); (2) D.P. = desvio-padrão (HV) D.P. (2) Microdureza (HV 0,2kgf ) Aço IF Ti-Si, 80% def. 600º C 660º C 680º C 700º C 750º C 800º C E2 1E3 1E4 Tempo (s) Fig. 4.3 Redução contínua da dureza com o progresso da recristalização do aço IF Ti-Si com 80% de redução a frio.

104 76 Tabela 4.4 Valores médios de microdureza Vickers após tratamentos térmicos de recozimento nas amostras deformadas 90% em laminação a frio. Temperatura (ºC) Tempo (s) H (1) (HV) D.P. (2) H (1) (HV) D.P. (2) H (1) (HV) D.P. (2) H (1) (HV) D.P. (2) H (1) (HV) D.P. (2) H (1) (1) H = dureza média (HV 0,2kgf ); (2) D.P. = desvio-padrão (HV) D.P. (2) Microdureza (HV 0,2kgf ) Aço IF Ti-Si, 90% def. 600º C 660º C 680º C 700º C 750º C 800º C E2 1E3 1E4 Tempo (s) Fig. 4.4 Redução contínua da dureza com o progresso da recristalização do aço IF Ti-Si com 90% de redução a frio.

105 77 A observação das Tabelas 4.2 a 4.4 mostra flutuações nos valores de desviopadrão das durezas médias calculadas para cada condição (deformação x temperatura x tempo). As maiores dispersões foram verificadas nas amostras recozidas em temperaturas mais baixas e com tempos mais curtos. Isto se deveu principalmente à heterogeneidade microestrutural observada nas amostras durante a evolução da recristalização. Um outro fator que pode ter contribuído para as flutuações de dureza encontradas está relacionado com as imprecisões inerentes ao processo de medição, cujo desvio-padrão tende a ser maior nas regiões mais duras (menor profundidade de impressão do penetrador de diamante). As Figs 4.2, 4.3 e 4.4 mostram que os perfis de amolecimento são parecidos nas três condições de pré-deformação. A maior taxa de amolecimento ocorreu nas amostras tratadas a 800º C, seguida em ordem decrescente pelos CPs recozidos nas temperaturas de 750, 700, 680, 660 e por último 600º C. Os resultados encontrados nos tratamentos a 680 e 700º C ficaram muito próximos, porém com taxa de amolecimento maior para as amostras recozidas a 700º C. Comparando-se todas as curvas para uma mesma deformação, observa-se que o tempo transcorrido até a percepção do início do amolecimento cresceu com a diminuição da temperatura. Isto provavelmente está relacionado com o período de incubação e também pelo efeito da recuperação que ocorre em temperaturas mais baixas retardando a recristalização. Tanto a ativação térmica como a deformação, afetam a mobilidade dos contornos de alto ângulo, responsável pela recristalização do material (1,9). A taxa de transformação diminui com o abaixamento da temperatura de recozimento. Provavelmente, nestas condições, ou a força motriz para o processo de recristalização está sendo consumida pela recuperação e/ou a ativação térmica da amostra é insuficiente para permitir a movimentação de contornos de alto ângulo. A presença de solutos, neste caso, também é um fator de forte influência no atraso da recristalização devido ao efeito na mobilidade dos contornos, principalmente em temperaturas mais baixas e menores deformações. Nos recozimentos em temperaturas mais elevadas, por exemplo, a 750º C, notase que o tempo decorrido entre o início e o término da recristalização é muito curto, significando que toda a energia armazenada na deformação é praticamente consumida na recristalização.

106 78 Devido ao tamanho reduzido dos corpos-de-prova utilizados nos ensaios, admite-se que foram conseguidas altas taxas de aquecimento, dificultando a ocorrência de recuperação apreciável durante a etapa de aquecimento. Em temperaturas tão baixas quanto 600º C, o que se observa é um processo de transformação muito lento, que só acontece para tempos muito longos. Neste caso, o amolecimento observado em tempos mais curtos deve-se provavelmente à ocorrência da recuperação. Os solutos presentes no aço, como manganês, fósforo, silício e alumínio, podem estar contribuindo para dificultar a nucleação e o crescimento de núcleos recristalizados, pela possibilidade de segregação nos contornos de alto ângulo. Por outro lado, a recuperação pode ser facilitada pela possibilidade de organização das discordâncias nos contornos de baixo ângulo em configurações de menor energia, como subgrãos. A literatura comenta sobre o efeito de elementos em solução sólida em metais de alta EDE, dificultando a recristalização e favorecendo a recuperação em temperaturas mais baixas (1). Deve ser considerado também aqui, o efeito das heterogeneidades da microestrutura deformada, dos sítios de nucleação e da distribuição de energia armazenada durante a deformação, na elevação do tempo para a ocorrência da recristalização. A maior queda de dureza observada após um tempo de recozimento superior a 7200 s nas amostras com redução de 80 e 90%, mostram o efeito do aumento da deformação a frio favorecendo a recristalização mesmo que em tempos mais longos. A recuperação observada nestas amostras em tempos mais curtos, arranjando a estrutura dos subcontornos é um fator que pode vir a favorecer a recristalização observada, devido às alterações nas desorientações locais entre subgrãos adjacentes Cinética de recristalização Os valores de fração amolecida (A) obtidos após recozimento para cada condição de pré-deformação são apresentados nas Tabelas 4.5 a 4.7 e de forma gráfica nas Figuras 4.5, 4.6 e 4.7. Os cálculos foram realizados usando a Equação 3.1 com os valores médios de microdureza obtidos nos diferentes tempos de tratamento. Considerando-se que nas condições testadas, o amolecimento observado no material durante os tratamentos de recozimento, tem forte correlação com a recristalização, adota-se que a fração volumétrica recristalizada X V é igual à fração amolecida A, como visto na revisão da literatura (49) e expressado pela Equação Foram então traçadas as curvas de cinética da recristalização primária através do

107 79 modelo proposto por JMAK e calculado o valor experimental do expoente de Avrami n para todas as condições experimentadas. Os resultados obtidos são apresentados nas Tabelas 4.8, 4.9 e 4.10, e nos gráficos das Figuras 4.8, 4.9 e 4.10, respectivamente. Os valores de n e da constante da equação de JMAK B, estão resumidos na Tabela 4.11 deste capítulo. As curvas individuais para cada condição de tratamento são apresentadas no Apêndice desta dissertação.

108 80 Tabela 4.5 Fração amolecida (A) ou fração volumétrica recristalizada (X V ) para cada condição de recozimento no material deformado 70% por laminação a frio. Temperatura (ºC) Tempo (s) H (1) (HV) A (2) H (1) ou X V (HV) A (2) H (1) ou X V (HV) A (2) H (1) ou X V (HV) A (2) H (1) ou X V (HV) A (2) H (1) ou X V (HV) A (2) ou X V , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , (1) H = dureza média (HV 0,2kgf ); (2) A = fração amolecida; X V = fração volumétrica recristalizada 1,0 0,8 0,6 Aço IF Ti-Si, 70% def. 600º C 660º C 680º C 700º C 750º C 800º C AouX V 0,4 0,2 0,0-0, E2 1E3 1E4 Tempo (s) Fig. 4.5 Cinética do amolecimento ou da recristalização do aço IF Ti-Si laminado 70% a frio.

109 81 Tabela 4.6 Fração amolecida (A) ou fração volumétrica recristalizada (X V ) para cada condição de recozimento no material deformado 80% por laminação a frio. Temperatura (ºC) Tempo (s) H (1) (HV) A (2) H (1) ou X V (HV) A (2) H (1) ou X V (HV) A (2) H (1) ou X V (HV) A (2) H (1) ou X V (HV) A (2) H (1) ou X V (HV) A (2) ou X V , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , (1) H = dureza média (HV 0,2kgf ); (2) A = fração amolecida; X V = fração volumétrica recristalizada 1,0 0,8 0,6 Aço IF Ti-Si, 80% def. 600º C 660º C 680º C 700º C 750º C 800º C AouX V 0,4 0,2 0,0-0, E2 1E3 1E4 Tempo (s) Fig. 4.6 Cinética do amolecimento ou da recristalização do aço IF Ti-Si laminado 80% a frio.

110 82 Tabela 4.7 Fração amolecida (A) ou fração volumétrica recristalizada (X V ) para cada condição de recozimento no material deformado 90% por laminação a frio. Temperatura (ºC) Tempo (s) H (1) (HV) A (2) H (1) ou X V (HV) A (2) H (1) ou X V (HV) A (2) H (1) ou X V (HV) A (2) H (1) ou X V (HV) A (2) H (1) ou X V (HV) A (2) ou X V , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , , (1) H = dureza média (HV 0,2kgf ); (2) A = fração amolecida; X V = fração volumétrica recristalizada 1,0 0,8 0,6 Aço IF Ti-Si, 90% def. 600º C 660º C 680º C 700º C 750º C 800º C AouX V 0,4 0,2 0,0-0, E2 1E3 1E4 Tempo (s) Fig. 4.7 Cinética do amolecimento ou da recristalização do aço IF Ti-Si laminado 90% a frio.

111 83 Tabela 4.8 Planilha de cálculo da cinética de recristalização primária pelo modelo JMAK, do aço IF Ti-Si deformado 70% por laminação a frio. Temperatura (ºC) ln t 1 ln ln 1 X V ,345-1, , ,000-3,345-2, , ,127-3,393 3, , ,658-1,826 4,094-2, , ,175 0,838 5, ,010-2,010-1,598 0,769 1,159 5,704-2,096-2,160-0,940-0,940 1,412 1,273 6,397-1,953-1,250-1,003-0,099 1,412 1,308 6, ,679 0,431 0,956 1,412-7,090-1,767-0,679-0,054 1, ,496-1,657-0,144 0,705 1,048 1,568-8,189-1,509 0,431 1,000 0, ,882-1, ,575-1, ln(ln(1/(1-x V ))) Aço IFTi-Si (70% de redução) 600º C, n = 0,24 660º C, n = 0,90 680º C, n = 1,22 700º C, n = 0,85 750º C, n = 0,86 800º C, n = 1, ln t (s) Fig. 4.8 Gráficos JMAK da cinética de recristalização primária do aço IF Ti-Si deformado 70% por laminação a frio e recozido em banho de sal.

112 84 Tabela 4.9 Planilha de cálculo da cinética de recristalização primária pelo modelo JMAK, do aço IF Ti-Si deformado 80% por laminação a frio. Temperatura (ºC) ln t 1 ln ln 1 X V , ,393-3,685-2,979-1, , ,165-2, ,147-4,094-3,165-3,165-2,450 3, ,863-2,259-2,682-2,022-1,008 4,094-1,953-2,377-2,259-2,259-0,101 1,412 5, ,048-0,882-1,180 1,227 1,308 5,704-1,767-1,152-0,476-0,551 1,568 1,412 6,397-1,557-0,743-0,261 0,533-1,568 6,802-1,419-0,036 1,047 1,047 1,568-7,090-1,376 0,009 0,802 1, ,496-1,376 0,615 1,412 1, ,189-1,217 0,954 1,227 1, ,882-1, ,575-0, ,268-0, ln(ln(1/(1-x V ))) Aço IF Ti-Si (80% de redução) 600º C, n = 0,26 660º C, n = 0,81 680º C, n = 0,83 700º C, n = 0,88 750º C, n = 1,02 800º C, n = 1, ln t (s) Fig. 4.9 Gráficos JMAK da cinética de recristalização primária do aço IF Ti-Si deformado 80% por laminação a frio e recozido em banho de sal.

113 85 Tabela 4.10 Planilha de cálculo da cinética de recristalização primária pelo modelo JMAK, do aço IF Ti-Si deformado 90% por laminação a frio. Temperatura (ºC) ln t 1 ln ln 1 X V , , ,305-1, , ,699-4,359 2, ,359-2,014-1,588-1,344 3, ,250-3,573-3,133-2,225 0,783 4,094-1,998-3,133-2,391-2,391 0,753 1,436 5, ,872-0,741-0,955 1,334 1,190 5,704-1,373-0,872-0,118-0,348 1,334 1,334 6,397-1,335-0,413-0,037 0,880 1,255-6,802-1,195 0,402 1,190-1,436-7,090-1,130 0,336 1,133 1, ,496-1,007 0, ,189-0,921 1,190-1, ,882-0, ,575-0, ,268 0, ln(ln(1/(1-x V ))) Aço IF Ti-Si (90% de redução) 600º C, n = 0,34 660º C, n = 1,26 680º C, n = 0,86 700º C, n = 0,91 750º C, n = 0,82 800º C, n = 1, ln t (s) Fig Gráficos JMAK da cinética de recristalização primária do aço IF Ti-Si deformado 90% por laminação a frio e recozido em banho de sal.

114 86 Tabela 4.11 Valores do expoente de Avrami n e da constante B para cada quantidade de deformação a frio e temperatura de recozimento. Expoente Temperatura (ºC) de Avrami n 70 0,24 0,90 1,22 0,85 0,86 1,25 B 70 2,91x10-2 9,61x10-4 2,02x10-4 4,07x10-3 1,17x10-2 2,88x10-3 n 80 0,26 0,81 0,83 0,88 1,02 1,02 B 80 4,02x10-2 3,31x10-3 5,40x10-3 4,81x10-3 8,19x10-3 1,33x10-2 n 90 0,34 1,26 0,86 0,91 0,82 1,30 B 90 3,13x10-2 2,06x10-4 4,75x10-3 4,25x10-3 2,56x10-2 6,28x10-3 Os resultados apresentados nos gráficos das Figs. 4.5 a 4.7 mostram que para as três deformações estudadas, a cinética de recristalização depende muito da temperatura de recozimento, principalmente nos tratamentos realizados em temperaturas mais altas. Observa-se que nestas condições a taxa de recristalização é alta e o processo começa e termina em tempos muito curtos, pois os mecanismos difusionais são favorecidos e a mobilidade dos contornos de alto ângulo cresce, elevando a cinética do processo. Se tomarmos os valores da taxa de recristalização, vemos que esta é mais influenciada pela temperatura do que pela quantidade de deformação, principalmente quando esta é da ordem de 80% ou superior. Em temperaturas de recozimento mais baixas, a deformação tem uma importância mais significativa na taxa de recristalização ou na cinética do processo. Observa-se que a 660º C e com 70% de deformação, a taxa de recristalização cresce de aproximadamente 6x10-4 s -1 para algo em torno de 2x10-3 s -1 com 90% de deformação, mostrando um crescimento da ordem de 3,5 vezes. Nas temperaturas mais altas, o crescimento da taxa de recristalização com a deformação é menos expressivo (Tab. 4.12). Na temperatura de 600º C, o que se observa é um processo de recristalização muito lento, que só inicia em tempos muito longos. As Figs 4.5 a 4.7 ilustram melhor o que foi comentado. Para CPs deformados 70% a frio, após 4 h de recozimento, apenas 24% de amolecimento havia sido observado. Para deformações acumuladas maiores

115 87 ocorre uma modesta aceleração do processo, com a fração amolecida chegando a 37% após 4 h com 80% de pré-deformação e 57% de amolecimento com 90% de deformação a frio. Após 8 h de recozimento, as frações amolecidas atingiram 58% e 77%, respectivamente. Nota-se uma semelhança do gráfico em questão com aquele da Fig (1), onde a recristalização inicia em tempos muito longos após um período prolongado de recuperação. As Figs 4.22 e 4.23 ilustram os aspectos microestruturais observados nas amostras após 8 h de recozimento. É sabido que na presença de solutos, a movimentação dos contornos de alto ângulo vai depender de uma maior ativação térmica do que a necessária para arranjar a subestrutura de defeitos nos contornos de baixo ângulo. Desta forma, em temperaturas de recozimento muito baixas, os mecanismos de recuperação estão ocorrendo e consumindo a energia armazenada na deformação, atrasando ou inibindo a recristalização. Neste caso, o aumento da deformação, além de criar mais sítios de nucleação de novos grãos na microestrutura, eleva a força motriz para o processo de recristalização e fornece energia suficiente para que os contornos de alto ângulo se libertem das forças aprisionadoras causadas pelos solutos, impurezas ou partículas presentes, permitindo que a recristalização ocorra, mesmo que em tempos longos. A comparação dos resultados obtidos com aqueles de trabalhos clássicos da literatura, como o de Speich e Fisher (1966), em ferro contendo 3,5% de silício em solução sólida, Fig. 2.28, onde se observa uma cinética de recristalização muito mais rápida do que a que foi encontrada no aço IF Ti-Si objeto deste estudo, mostra que os efeitos de outras variáveis influentes no fenômeno da recristalização podem contribuir para um comportamento cinético diferente. É o caso do tamanho de grão inicial (contornos de grão são sítios preferenciais para a nucleação da recristalização, e quanto mais finos forem os grãos, maior será a aceleração do processo), do modo e quantidade de deformação (que dita a uniformidade da distribuição da deformação, dos sítios de nucleação e da energia armazenada), de outros solutos (que podem segregar junto aos contornos de alto ângulo ou formar atmosferas que irão dificultar a movimentação dos contornos e atrapalhar a recristalização), da presença de partículas (que, dependendo da relação entre a fração volumétrica e o tamanho, podem ter um efeito de impedimento à migração dos contornos) e da textura (que pode contribuir para uma nucleação heterogênea de grãos recristalizados em sítios preferenciais e afetar o progresso da recristalização).

116 88 Um outro ponto importante que merece comentários, quando da observação dos valores de dureza obtidos para uma mesma temperatura de recozimento e deformações diferentes é que maiores deformações resultaram em maiores durezas nos CPs após o recozimento. Metais bastante deformados apresentam maior número de sítios preferenciais de nucleação durante a recristalização, reduzindo o tamanho de grão e tornando o material mais resistente (Lei de Hall-Petch). As Figuras 4.8, 4.9 e 4.10 descrevem a cinética de recristalização através do modelo proposto por JMAK. Pode-se observar, pelo comportamento das curvas e pelos baixos valores de n obtidos, que muitas das premissas simplificadoras do modelo não são atendidas, tais como a ocorrência de nucleação aleatória, manutenção das taxas de nucleação e de crescimento constantes, e o crescimento isotrópico dos grãos recristalizados, por exemplo. Estes resultados se aproximam daqueles de outros autores citados na literatura consultada, em trabalhos com aços IF-Ti (5, 9, 11, 49). Os resultados microestruturais obtidos nas amostras recozidas, que será mostrado mais adiante, confirmam o comportamento não aleatório da nucleação da recristalização, bem como o crescimento preferencial dos grãos nucleados em regiões de maior energia armazenada e de maiores desorientações locais na microestrutura deformada. A Tabela 4.11 mostra que os valores de expoente de Avrami obtidos para cada condição experimentada são muito inferiores àqueles previstos pelo modelo teórico de JMAK, mesmo considerando a hipótese da nucleação com saturação de sítios proposta por DeHoff (1). Por outro lado, os dados obtidos mostram concordância com os valores previstos na abordagem diferenciada da equação de JMAK considerando a heterogeneidade da deformação local e da energia armazenada conforme recentemente proposto por Luo H. e colaboradores (55). Os baixos valores de n encontrados podem ter sido influenciados também pela presença de átomos em solução sólida substitucional, entre eles o silício, que dificultando a difusão, tornam-se barreiras à migração dos contornos. Os valores de n encontrados para a temperatura de 600º C devem ser desprezados, uma vez que o amolecimento observado deve-se em grande parte à recuperação da matriz deformada. Para os recozimentos realizados nesta temperatura, verificou-se que o processo de recristalização apenas iniciou e não se completou em nenhuma das condições testadas (Figs e 4.23).

117 Energia de ativação aparente para recristalização (Q ap ) O valor da energia de ativação aparente para recristalização (Q ap ) foi calculado a 1 partir da Equação 4.2, através do ajuste linear dos pontos do gráfico de ln(taxa) x. T Q ap O coeficiente angular da reta dá o valor de, e, portanto, da energia de ativação R aparente (Q ap ) em cada condição de deformação. A constante pré-exponencial A, é determinada substituindo-se o respectivo valor de Q ap na Equação 4.1. Qap Taxa = A. exp RT (4.1) Qap 1 ln( taxa) = ln A R T (4.2) Os valores encontrados para Q ap e A em cada condição, são apresentados nas Figs a 4.13, e resumidamente na Tabela Na Tabela 4.12, os valores dos tempos para 50 % de recristalização foram extraídos respectivamente dos gráficos das Figuras 4.5 a 4.7. A Fig mostra a representação gráfica de todos os pontos, que indicou um valor médio da energia de ativação aparente para a recristalização do aço IF Ti-Si e da constante pré-exponencial da equação 4.1. Estes resultados são também apresentados na Tabela 4.13.

118 90 Tabela 4.12 Taxas de amolecimento dos CPs deformados 70, 80 e 90 % e recozidos em diferentes temperaturas. T (ºC) T (K) 1/T (K -1 ) Def. 1 t 0,5 (s) Taxa ( (%) t0,5 s -1 ) ln (taxa) s ,0250-3, , ,0303-3, ,0526-2, ,0114-4, , ,0182-4, ,0213-3, , , , , , , , , , , , , , ,15-2,5-3,0-3,5-4,0 Aço IF Ti-Si, 70% redução Q a p =225 kj.mol -1 Taxa = 2,31 x 10 9 exp(-225/rt) s -1 ln (1/t 0,5 ) (s -1 ) -4,5-5,0-5,5-6,0-6,5-7,0-7,5 9,6x10-4 1,0x10-3 1,1x10-3 1/T (K -1 ) Fig Energia de ativação aparente de recristalização do aço IF Ti-Si com redução de 70%.

119 91-2,5-3,0-3,5-4,0 Aço IF Ti-Si, 80% redução Q ap =190 kj.mol -1 Taxa = 5,62 x10 7 exp(-190/rt) s -1 ln(1/t 0,5 ) (s -1 ) -4,5-5,0-5,5-6,0-6,5-7,0-7,5 9,6x10-4 1,0x10-3 1,1x10-3 1/T (K -1 ) Fig Energia de ativação aparente de recristalização do aço IF Ti-Si com redução de 80%. -2,5-3,0-3,5-4,0 Aço IF Ti-Si, 90% redução Q ap = 201 kj.mol -1 Taxa = 3,35 x 10 8 exp(-201/rt) s -1 ln(1/t 0,5 ) (s -1 ) -4,5-5,0-5,5-6,0-6,5-7,0-7,5 9,6x10-4 1,0x10-3 1,1x10-3 1/T (K -1 ) Fig Energia de ativação aparente de recristalização do aço IF Ti-Si com redução de 90%.

120 Aço IF Ti-Si Q ap = 205 kj.mol -1 Taxa = 3,97 x10 8 exp(-205/rt) ln(1/t 0,5 ) (s -1 ) ,6x10-4 1,0x10-3 1,1x10-3 1/T (K -1 ) Fig Energia de ativação aparente média para a recristalização do aço IF Ti-Si. Tabela 4.13 Valores de energia de ativação aparente para a recristalização do aço IF Ti-Si. Def. = 70 % Def. = 80 % Def. = 90 % Valor médio Q ap (kj.mol -1 ) C te A 2,31 x ,62 x ,35 x ,97 x 10 8 Os valores obtidos para cada deformação estudada diferiram consideravelmente, variando de 225 kj.mol -1 para 70% de deformação, até um mínimo de 190 kj.mol -1 para 80% de deformação. Estes resultados também divergem de alguns valores encontrados na literatura. Petitgand e colaboradores (49), por exemplo, obtiveram valor de energia de ativação aparente de 301 kj.mol -1 em um aço IF estabilizado com titânio e contendo 0,082% em peso de silício.

121 93 As diferenças encontradas entre as três condições estudadas e entre estas e os valores reportados na literatura podem estar relacionadas a diversos fatores como: o tamanho de grão inicial, a composição química do material, as taxas de deformação empregadas, as imprecisões na determinação da taxa de recristalização, a variação local da dureza em função da forte heterogeneidade microestrutural observada nas amostras recozidas, entre outros. Os valores relatados neste trabalho carecem de uma análise mais aprofundada. Considerando o valor médio da energia de ativação aparente como representativo do material estudado, então podemos concluir que este é próximo da energia de ativação da autodifusão do α-fe, que é da ordem de 239 kj.mol -1 (56). 4.4 Evolução microestrutural Microestrutura da matéria-prima original (esboço) As Figuras 4.15.a a 4.15.d mostram o aspecto microestrutural do material antes da laminação a frio. Observa-se que a microestrutura é muito heterogênea com muitos grãos ferríticos grosseiros e crescidos, com diâmetros de até 150 μm. Não foram observadas diferenças microestruturais significativas entre regiões próximas às superfícies e o meio da espessura da amostra. O aspecto heterogêneo foi encontrado ao longo de toda a seção analisada.

122 94 (a) (b) (c) (d) Fig Aspecto microestrutural da matéria-prima empregada no estudo, na condição imediatamente antes do processo de laminação a frio. (a) e (b) regiõespróximasà superfície (c) e (d) regiões próximas ao meio da espessura do esboço. A análise microestrutural do material de partida utilizado no presente estudo, na condição de esboço de laminação a quente, mostra que ela é constituída de uma mistura heterogênea de grãos ferríticos grosseiros e outros mais finos, característicos da etapa do processo em que o material foi amostrado. A origem dos grãos grosseiros tem relação com a história de deformação do aço desde a saída do forno até a seção de desbaste e as temperaturas envolvidas nesta etapa do processo. Como a temperatura de laminação é muito alta, compreendida no intervalo entre 1230º C e 1050º C, o aço, então na fase austenítica, recebe uma deformação acumulada da ordem de 87% em 8 a 10

123 95 passes consecutivos, todos com baixas taxas de deformação, favorecendo a formação de uma microestrutura austenítica grosseira e heterogênea no final do desbaste. O resfriamento lento, ao ar, que se verificou após amostragem, concorreu para a formação de grãos ferríticos grosseiros na transformação de fase γæα do aço. Esta microestrutura heterogênea e de grãos grosseiros pode influenciar a resposta do material após laminação a frio e recozimento subseqüentes, principalmente para baixas deformações. As texturas de deformação e de recristalização também são muito influenciadas pela microestrutura da amostra na condição anterior à laminação Microestruturas das amostras recozidas As Figs 4.16 a 4.21 mostram, resumidamente, a evolução microestrutural observada nas amostras durante o recozimento em duas temperaturas de recozimento, 660º C e 750º C. Nas fotomicrografias apresentadas são evidenciadas as heterogeneidades microestruturais do estado deformado, tais como as bandas de deformação em muitos grãos, a nucleação preferencial de grãos ferríticos em sítios de maior energia armazenada e de maior concentração de defeitos, a dificuldade de recristalização de alguns grãos e o aspecto heterogêneo da microestrutura recristalizada. Para ilustrar o comportamento da recristalização em temperaturas de recozimento mais baixas, são apresentadas algumas micrografias de amostras tratadas a 600º C durante 8 h. Em todos os exemplos mostrados são apresentadas duas micrografias com a mesma ampliação de regiões distintas de cada amostra recozida.

124 96 Fig (a) Condição: 70%def./T=660ºC/t=180s. Grãos ferríticos deformados, com e sem bandas de deformação. Fig (b) Condição: 70% def. / T = 660ºC / t = 300s. Em maiores ampliações é possível observar o início da recristalização em grãos contendo heterogeneidades de deformação. Fig (c) Condição: 70% def. / T = 660ºC / t = 900s. Recristalização preferencial em grãos grosseiros, nas bandas de deformação. Grãos mais lisos não mostram núcleos.

125 97 Fig (d) Condição: 70% def. / T = 660ºC / t = 1200s. Recristalização preferencial e heterogênea nas bandas. Aspecto semelhante ao observado na condição anterior. Fig (e) Condição: 70% def. / T = 660ºC / t = 1800s. Os grãos recristalizados crescem até se tocarem mutuamente. Muitos grãos com aspecto liso ainda não sofreram recristalização. Fig (f) Condição: 70% def. / T = 660ºC / t = 3600s. Microestrutura ainda parcialmente recristalizada, apresentando forte heterogeneidade microestrutural. Fig (a) a (f) Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas 70% e recozidas em diferentes tempos a 660º C. Ampliação: 200 x.

126 98 Fig (a) Condição: 80% def. / T = 660ºC / t = 60s. Grãos ferríticos deformados, com bandas de deformação e de transição visíveis, típicos do estado deformado heterogêneo. Fig (b) Condição: 80% def. /T = 660ºC / t = 180s. Em maiores aumentos já se observa nucleação preferencial da recristalização em alguns grãos grosseiros contendo bandas. Fig (c) Condição: 80% def. / T = 660ºC / t = 600s. A nucleação preferencial da recristalização continua em mais grãos contendo bandas de transição.

127 99 Fig (d) Condição: 80% def. / T = 660ºC / t = 900s. Alguns grãos nucleados nas regiões de mais alta energia armazenada crescem mais rapidamente que outros, imprimindo um aspecto heterogêneo à microestrutura. Fig (e) Condição: 80% def. / T = 660ºC / t = 1800s. Enquanto grãos com mais alta energia armazenada nucleiam e recristalizam totalmente, outros grãos não apresentam núcleos. Fig (f) Condição: 80% def. / T = 660ºC / t = 3600s. A microestrutura não está totalmente recristalizada nesta condição. É possível encontrar grãos deformados ainda não consumidos. Fig (a) a (f) Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas 80% e recozidas em diferentes tempos a 660º C. Ampliação: 200 x.

128 100 Fig (a) Condição: 90%def./T=660ºC/t=180s. A forte deformação dos grãos ferríticos dificulta a observação do início da nucleação, que já é percebida com maior aumento. Fig (b) Condição: 90% def. / T = 660ºC / t = 300s. Com a ampliação de 200x já é possível observar o aparecimento dos grãos recristalizados em regiões de intenso deslizamento. Fig (c) Condição: 90% def. / T = 660ºC / t = 600s. Os grãos recristalizados são bem menores que para deformações mais baixas. O aspecto heterogêneo é semelhante.

129 101 Fig (d) Condição: 90% def. / T = 660ºC / t = 900s. Grãos deformados que nucleiam mais fortemente, parecem gerar colônias de grãos recristalizados mais finos. Fig (e) Condição: 90% def. / T = 660ºC / t = 1800s. A microestrutura recristalizada torna-se bastante heterogênea com o progresso da recristalização. Fig (f) Condição: 90% def. / T = 660ºC / t = 3600s. É possível observar na microestrutura, colônias de grãos recristalizados muito finos e outras com grãos mais grosseiros. Fig (a) a (f) Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas 90% e recozidas em diferentes tempos a 660º C. Ampliação: 200 x.

130 102 Fig (a) Condição: 70% def. / T = 750º C / t = 30s. Observa-se grãos com heterogeneidades microestruturais do estado deformado, como bandas de deformação e transição. Outros grãos vizinhos não mostram bandas visíveis. Fig (b) Condição: 70% def. / T = 750ºC / t = 60s. A nucleação da recristalização inicia-se bem mais cedo em temperaturas mais elevadas, nos sítios preferenciais. Fig (c) Condição: 70% def. / T = 750ºC / t = 180s. Com o progresso da recristalização, a microestrutura vai se tornando fortemente heterogênea.

131 103 Fig (d) Condição: 70% def. / T = 750ºC / t = 300s. Nesta condição, a microestrutura recristalizada é composta de colônias de grãos mais refinados e outras de grãos mais grosseiros. Fig (e) Condição: 70% def. / T = 750ºC / t = 900s. Idem à condição anterior. Este aspecto é tão mais significativo quanto menor for a deformação prévia imposta ao material. Com tempos de recozimento mais longos, a microestrutura tende para uma distribuição de tamanho de grão mais homogênea. Fig (a) a (e) Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas 70% e recozidas em diferentes tempos a 750º C. Ampliação: 200 x.

132 104 Fig (a) Condição: 80%def./T=750ºC/t=30s. Nesta condição já se observa o início da nucleação em alguns sítios preferenciais, ao microscópio ótico em maiores aumentos. Fig (b) Condição: 80% def. / T = 750ºC / t = 60s. A nucleação preferencial de novos grãos em regiões com bandas de deformação e de transição prévias é evidente. Fig (c) Condição: 80% def. / T = 750ºC / t = 180s. Microestrutura parcialmente recristalizada, exibindo alguns grãos deformados que têm dificuldade em recristalizar.

133 105 Fig (d) Condição: 80% def. / T = 750ºC / t = 300s. Microestrutura recristalizada, exibindo aspecto heterogêneo ao longo de toda a seção analisada. Fig (e) Condição: 80% def. / T = 750ºC / t = 900s. Idem à condição anterior, com muitas regiões exibindo uma mistura de grãos muito finos e outros bem grosseiros. Esta heterogeneidade tende a reduzir com tempos de recozimento mais longos. Fig (a) a (e) Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas 80% e recozidas em diferentes tempos a 750º C. Ampliação: 200 x.

134 106 Fig (a) Condição: 90%def./T=750ºC/t=30s. As bandas de deformação ficam menos visíveis em baixos aumentos. A nucleação da recristalização já é observada, ao microscópio ótico, em maiores ampliações. Fig (b) Condição: 90% def. / T = 750ºC / t = 60s. Com mais energia acumulada no processo de deformação, a cinética da recristalização é acelerada. Fig (c) Condição: 90% def. / T = 750ºC / t = 180s. A recristalização já é total ao microscópio ótico nesta condição. A microestrutura recristalizada é heterogênea.

135 107 Fig (d) Condição: 90% def. / T = 750ºC / t = 300s. Idem à condição anterior. Colônias de grãos finos se misturam a colônias de grãos mais grosseiros. Fig (e) Condição: 90% def. / T = 750ºC / t = 900s. A microestrutura ainda é heterogênea, porém mais refinada do que aquelas obtidas nas amostras menos deformadas. Fig (a) a (e) Aspectos microestruturais observados nas amostras deformadas 90% e recozidas em diferentes tempos a 750º C. Ampliação: 200 x. Nas temperaturas de recozimento intermediárias, observaram-se comportamentos microestruturais similares àqueles mostrados acima. As diferenças verificadas parecem estar relacionadas principalmente com a cinética do processo de recristalização, conforme já era esperado, pois quanto maior é a temperatura, mais cedo o processo se inicia e mais rápido ele se completa. Em temperaturas baixas de recozimento, o que se observa é que são necessários tempos muito longos de tratamento para que o material se recristalize, como pode ser observado nas fotomicrografias das Figuras 4.22 e 4.23.

136 108 (a) Condição: 80% def. / T = 600ºC / t = 28800s. Nucleação em sítios preferenciais com maior energia armazenada na deformação. O processo de recristalização é muito lento e a microestrutura resultante é fortemente heterogênea. (b) Condição: 80% def. / T = 600ºC / t = 28800s. Detalhes com maior aumento do processo de recristalização ocorrendo nas bandas de deformação. Fig Aspectos microestruturais observados na amostra deformada 80% e recozida a 600º C por 8 horas. Ampliações:(a) 200x; (b) 500x.

137 109 (a) Condição: 90% def. / T = 600ºC / t = 28800s. Progresso lento da recristalização mesmo com grandes pré-deformações. Muitos grãos deformados não se recristalizam facilmente. A heterogeneidade microestrutural observada é muito forte. (b) Condição: 90% def. / T = 600ºC / t = 28800s. Detalhes com maior aumento do aspecto heterogêneo da microestrutura recristalizada. Observa-se a recristalização preferencial em alguns grãos deformados. Em grãos alongados com aspecto liso, nenhuma nucleação acontece mesmo após longos tempos de recozimento. Fig Aspectos microestruturais observados na amostra deformada 90% e recozida a 600º C por 8 horas. Ampliações:(a) 200x; (b) 500x. A forte heterogeneidade observada na microestrutura totalmente ou parcialmente recristalizada não permitiu uma medição precisa da fração recristalizada via microscopia ótica. Uma analogia, entretanto, pôde ser feita a partir dos resultados de amolecimento, uma vez que se observa uma forte correlação entre a resposta microestrutural encontrada e o amolecimento real do material para cada condição. Em artigo publicado recentemente (49), alguns autores mostraram uma interrelação entre estas duas características, em trabalho com aços IF.

138 110 A microestrutura do estado encruado revelou uma forte heterogeneidade, com formação de muitas bandas de deformação e de transição, típicas de materiais com grãos grosseiros (2). A heterogeneidade se dá tanto de maneira intragranular como intergranular. A seqüência microestrutural mostrada na Fig mostra o progresso da recristalização para o aço IF Ti-Si laminado 70% a frio e recozido na temperatura de 660º C. Pode-se observar que para um tempo de recozimento inferior a 180 s, não se percebe a presença de novos grãos recristalizados. Neste período, as mudanças microestruturais estão relacionadas provavelmente com a recuperação do material tais como rearranjos na subestrutura de defeitos, aniquilação de discordâncias livres, movimentação de contornos de baixo ângulo, formação e coalescimento de subgrãos (1). A partir de um tempo de recozimento superior a 180 s, já é possível se observar a formação de pequenos grãos recristalizados, que se concentram em alguns grãos deformados subdivididos por bandas de deformação. Observa-se que a nucleação dos novos grãos não é aleatória, mas ocorre preferencialmente nestas regiões de maior desorientação e maior energia acumulada (5,8). Com o aumento do tempo de recozimento observa-se que o processo de recristalização prossegue com a migração dos contornos dos novos grãos que nuclearam primeiro, conferindo um aspecto fortemente heterogêneo à microestrutura. Para temperaturas de recozimento mais elevadas, verifica-se que a recristalização, uma vez iniciada, avança rapidamente, e a cinética da reação de transformação é tão mais rápida quanto maior é a temperatura. Os resultados mostraram que o processo de renovação microestrutural começa de forma lenta, cresce rapidamente, e volta a ficar lento no fim do processo. Alguns autores comentam sobre este comportamento em aços IF (11). Observa-se que alguns grãos têm grande dificuldade de recristalizar, permanecendo com aspecto de deformado até quase o fim do recozimento (vide Figs. 4.16(e), (f); 4.17(e), (f); 4.18(d), (e); 4.19(c); 4.20(c); 4.21(b)). Estes grãos, em geral, têm o aspecto liso e bastante alongado na direção de laminação. Não há sinais da presença de bandas de deformação nestes grãos (orientações mais estáveis). Enquanto muitos grãos deformados ao seu redor recristalizam completamente, muita das vezes, nestes grãos alongados, não se observa a presença de qualquer nucleação aparente. A literatura reporta que estes grãos recuperam extensivamente, e por isso, têm grande dificuldade de recristalizar. Geralmente são

139 111 consumidos por outros grãos recristalizados no fim do processo (5, 41). O comportamento observado tem forte relação com a textura desenvolvida na deformação e a desorientação através dos seus contornos (5). A seqüência da Fig. 4.17, que mostra a evolução microestrutural observada nos CPs deformados 80% a frio e recozidos na temperatura de 660º C, assemelha-se ao da Fig Neste caso, o maior encruamento inicial dos grãos ferríticos prévios favoreceu o crescimento do número de sítios de nucleação. Os grãos recristalizados finais tendem a ser menores do que os da condição anterior. Também neste caso, a recristalização não se completa antes de 1 h de recozimento, pois ainda é possível identificar grãos recuperados presentes na microestrutura. Para uma deformação de 90% e recozimento a 660º C (seqüência da Fig. 4.18), a nucleação dos novos grãos ocorre mais cedo, em sítios preferenciais como bandas de transição (como nos casos anteriores). Certos grãos crescem rapidamente sobre a matriz e consomem totalmente a microestrutura recuperada. Embora a cinética de recristalização tenha sido mais rápida, a evolução microestrutural, neste caso, é semelhante àquela observada nas amostras menos deformadas. Grãos deformados com aspecto grosseiro e contendo heterogeneidades de deformação, nucleiam primeiro, os núcleos crescem e consomem os outros grãos deformados. O mecanismo observado é semelhante ao descrito por Réglé e colaboradores em aços baixo-carbono e IF (5). Para temperaturas de recozimento mais elevadas, como 750º C por exemplo, os resultados microestruturais encontrados corroboram os perfis de amolecimento obtidos para todas as condições testadas. Os comportamentos observados (Figs a 4.21) seguem os mesmos caminhos descritos anteriormente. As diferenças encontradas estão relacionadas com os tempos para a recristalização completa do material, que neste caso, são muito mais curtos. As Figs e 4.23 ilustram com maior clareza o caráter extremamente heterogêneo do processo de recristalização, onde é possível evidenciar o afastamento do resultado real das premissas simplificadoras do modelo cinético de JMAK. Foi possível observar em todas as condições investigadas, por exemplo, que a nucleação não é aleatória mas preferencial em sítios de elevada energia armazenada e grandes desorientações locais, também influenciada pela textura de deformação do material. As Figs a 4.27, obtidas em microscópio eletrônico de varredura, complementam a

140 112 análise. Nota-se que alguns grãos deformados recristalizam completamente antes que outros grãos vizinhos iniciem o processo de recristalização. Fig Imagem de elétrons retroespalhados da amostra deformada 80 % e recozida a 600º C por 8 h. Fig Imagem de elétrons retroespalhados, com maior ampliação, da amostra deformada 80 % e recozida a 600º C por 8 h.

141 113 Fig Imagem de elétrons retroespalhados da amostra deformada 90 % e recozida a 600º C por 8 h. Fig Imagem de elétrons retroespalhados, com maior ampliação, da amostra deformada 90 % e recozida a 600º C por 8 h. Em temperaturas de recozimento mais baixas é nítida a forte influência da deformação na cinética do processo de recristalização.

142 Tamanho de grão final das amostras recristalizadas A Tabela 4.14 apresenta o tamanho de grão ferrítico médio final das amostras recristalizadas após recozimento em caixa em diferentes temperaturas, para cada condição de deformação prévia. As amostras tratadas a 600 e 660º C não foram avaliadas por apresentarem recristalização apenas parcial até o maior tempo de recozimento praticado. Tabela 4.14 Tamanho de grão ferrítico médio (em μm) das amostras recristalizadas. Deformação Temperatura de recozimento (º C) (%) Os resultados obtidos mostram que o aumento da deformação plástica a frio promoveu refino de grão após recristalização primária. Isto se deve ao aumento do número de sítios de nucleação introduzidos pela deformação e ao aumento da energia armazenada, que fazem crescer a taxa de nucleação de novos grãos e, conseqüentemente, geram grãos mais finos no final do processo de recristalização. Os valores de dureza observados nas amostras recozidas e totalmente recristalizadas de cada condição de deformação concordam com os resultados microestruturais obtidos. Os valores de tamanho de grão ferrítico médio variaram pouco com o aumento da temperatura para uma mesma quantidade de deformação, mostrando que o tamanho de grão final recristalizado independe da temperatura de recozimento. A 800º C se observa um ligeiro aumento do tamanho médio do grão recristalizado, principalmente nas amostras menos deformadas, que, em grande parte, se deve a uma diminuição da heterogeneidade microestrutural. 4.5 Textura de deformação das amostras laminadas As Figs a 4.30 apresentam os resultados de análise de textura das amostras do aço IF Ti-Si nas condições deformadas a frio com 70, 80 e 90 % de redução, respectivamente. Os mapas de orientações padrão conforme a notação de Bunge para ϕ 2 constante, nas seções de ϕ 2 =0º eϕ 2 = 45º, são mostrados no Apêndice, item 7.4.

143 115 (a) (b) (c) Fig (a) FDOC do aço IF Ti-Si com 70% de redução, na seção de ϕ 2 =0º; (b) idem (a) para ϕ 2 = 45º ; (c) escala de intensidades de orientação em relação a uma textura aleatória.

144 116 (a) (b) (c) Fig (a) FDOC do aço IF Ti-Si com 80% de redução, na seção de ϕ 2 =0º; (b) idem (a) para ϕ 2 = 45º ; (c) escala de intensidades de orientação em relação a uma textura aleatória.

145 117 (a) (b) (c) Fig (a) FDOC do aço IF Ti-Si com 90% de redução, na seção de ϕ 2 =0º; (b) idem (a) para ϕ 2 = 45º ; (c) escala de intensidades de orientação em relação a uma textura aleatória.