RODRIGO FELIX DE ARAUJO CARDOSO

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1 MINISTÉRIO DA DEFESA EXÉRCITO BRASILEIRO SECRETARIA DE CIÊNCIA E TECNOLOGIA INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA CURSO DE MESTRADO EM CIÊNCIA DOS MATERIAIS RODRIGO FELIX DE ARAUJO CARDOSO INFLUÊNCIA DO TAMANHO DE GRÃO E DAS ADIÇÕES DE Al E Mn NAS PROPRIEDADES MAGNÉTICAS DOS AÇOS ELÉTRICOS DE GRÃO NÃO ORIENTADO COM 3%Si. Rio de Janeiro 2005

2 INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA RODRIGO FELIX DE ARAUJO CARDOSO INFLUÊNCIA DO TAMANHO DE GRÃO E DAS ADIÇÕES DE Al E Mn NAS PROPRIEDADES MAGNÉTICAS DOS AÇOS ELÉTRICOS DE GRÃO NÃO ORIENTADO COM 3%Si Dissertação de Mestrado apresentada ao Curso de Mestrado em Ciência dos Materiais do Instituto Militar de Engenharia, como requisito parcial para a obtenção do título de Mestre em Ciências em Ciência dos Materiais. Orientador: Prof. Luiz Paulo Mendonça Brandão - D.C. Co-orientador: Marco Antônio da Cunha - Ph.D. Rio de Janeiro 2005

3 c2005 INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA Praça General Tibúrcio, 80 Praia Vermelha Rio de Janeiro RJ CEP: Este exemplar é de propriedade do Instituto Militar de Engenharia, que poderá incluí-lo em base de dados, armazenar em computador, microfilmar ou adotar qualquer forma de arquivamento. É permitida a menção, reprodução parcial ou integral e a transmissão entre bibliotecas deste trabalho, sem modificação de seu texto, em qualquer meio que esteja ou venha a ser fixado, para pesquisa acadêmica, comentários e citações, desde que sem finalidade comercial e que seja feita a referência bibliográfica completa. Os conceitos expressos neste trabalho são de responsabilidade do autor e do orientador. C268 Cardoso, Rodrigo Felix de Araujo Influência do tamanho de grão e das adições de Al e Mn nas propriedades magnéticas dos aços elétricos de grão não-orientado com 3%Si / Rodrigo Felix de Araujo Cardoso Rio de Janeiro: Instituto Militar de Engenharia, p. : il., graf., tab. Dissertação (mestrado) Instituto Militar de Engenharia Rio de Janeiro, Aço Elétrico 2. Textura Cristalográfica e Microestrutura, Análise 3. Materiais Magnéticos. I. Instituto Militar de Engenharia. II. Título. CDD:

4 INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA RODRIGO FELIX DE ARAUJO CARDOSO INFLUÊNCIA DO TAMANHO DE GRÃO E DAS ADIÇÕES DE Al E Mn NAS PROPRIEDADES MAGNÉTICAS DOS AÇOS ELÉTRICOS DE GRÃO NÃO ORIENTADO COM 3%Si Dissertação de Mestrado apresentada ao Curso de Mestrado em Ciência dos Materiais do Instituto Militar de Engenharia, como requisito parcial para a obtenção do título de Mestre em Ciências dos Materiais. Orientador: Prof. Luiz Paulo Mendonça Brandão - D.C. Co-orientador: Marco Antônio da Cunha - Ph.D. (ACESITA) Aprovada em 01 de novembro de 2005 pela seguinte Banca Examinadora: Prof. Luiz Paulo Mendonça Brandão - D.C. do IME - Presidente Marco Antônio da Cunha - Ph.D. (ACESITA) Prof. André Luiz Pinto - D.C. do IME Prof. Juan Carlos Garcia de Blas - Dr. Eng. da COPPE UFRJ Rio de Janeiro

5 À todos os excluídos de educação no Brasil e no Mundo. 4

6 AGRADECIMENTOS A Deus Criador, pelo dom da vida e da inteligência e por ter me concedido a paz de espírito e a força necessária para superar as dificuldades que se apresentaram durante a realização deste trabalho. Aos meus pais, Aleciu da Costa Cardoso e Sineide de Araujo Cardoso, por todo o amor, incentivo e apoio. A minha irmã Flávia, pelo apoio nas cópias desta dissertação. A Vânia Lima, pelo carinho, compreensão e amizade. Ao professor Luiz Paulo Mendonça Brandão, orientador da dissertação, pelas sugestões, diretrizes, confiança e apoio na realização deste trabalho. Ao Marco Antônio da Cunha da ACESITA, co-orientador da dissertação, pelo fornecimento do material, orientação, apoio técnico e sugestões que foram essenciais para este trabalho. Aos professores, André Luiz Pinto, De Biasi, Cláudio, Carlos Sérgio da costa Viana, Clélio, pelas disciplinas ministradas e pelas experiências transmitidas. Ao coordenador da pós-graduação de ciência dos materiais, professor Luiz Henrique Leme Louro, pelo apoio, compreensão e atenção às solicitações diversas. Aos funcionários da SE/4, em especial Sr. Veltri, Sub tenente Feliciano, Joel, Heloisa, Sandra, TC José Diniz Mesquita Abrunhosa (ex chefe da SE/4) e outros, pelos serviços prestados no uso dos recursos da seção. Ao técnico Carlos Gomes do IME que colaborou no fornecimento de materiais para a metalografia. Aos funcionários da SD2, Sgt. Marcelo Lopes e Lelivaldo, pelo apoio na utilização de recursos de informática. Ao funcionário Anderson, Sgt. Lemos e Sd Roberto do IME, pelo apoio no corte, usinagem e laminação dos materiais e no transporte do cilindro de argônio. Ao Arsenal de Guerra do Rio, pelo apoio técnico e utilização de equipamentos para a usinagem das amostras. A COPPE UFRJ, na pessoa do professor Juan Carlos Garcia de Blas e sua equipe, pelo apoio na laminação a quente. 5

7 Ao Centro de Pesquisas da ACESITA, pelo apoio técnico, utilização dos laboratórios e medição de textura através da técnica de difração de raios-x. Ao CEFET-RJ, pela utilização do laboratório de usinagem e apoio na realização do mesmo. A PUC-RJ, pelo apóio técnico, utilização do laboratório de metalografia, tratamento térmico, em especial o supervisor do laboratório, Heitor Nuss Guimarães, pelas sugestões e dicas fornecidas para preparação das amostras e apoio no recozimento. Ao INT, pela utilização do microscópio óptico. Ao Exército Brasileiro, através do Instituto Militar de Engenharia, que a mim possibilitou a realização deste curso e crescimento como pessoa e como profissional. Aos colegas de curso que ajudaram na realização desta dissertação, Cláudia, Cap.Ricardo, Cap.Naylor, Sheyla e Diegles. Aos meus amigos, Roberto, Fernando, Alessandra, Mônica, Carlos, Otávio e outros, pelo apoio, incentivo e amizade. Aos membros da banca examinadora, pela leitura deste trabalho e valiosas contribuições. Aos colegas de curso, Fernando, Valter, Elaine, Christian, Renata, Alberto, Cap. Ricardo, Itamar, Cap. Sousa Lima, Vivienne, Alisson, Alberto, Douglas, Tibério, Cristiane, Vivian e outros, pelos momentos que juntos passamos nesses dois anos e meio e pelo incentivo que deles recebi em todos os momentos. A CAPES pela concessão da bolsa de mestrado. 6

8 Minha alma glorifica ao Senhor, meu espírito exulta de alegria em Deus, meu Salvador, porque olhou para sua pobre serva. Por isto, desde agora, me proclamarão bem-aventurada todas as gerações, porque realizou em mim maravilhas aquele que é poderoso e cujo nome é Santo. Sua misericórdia se estende, de geração em geração, sobre os que o temem. Manifestou o poder do seu braço, desconcertou os corações dos soberbos. Derrubou do trono os poderosos e exaltou os humildes. Saciou de bens os indigentes e despediu de mãos vazias os ricos. Acolheu a Israel, seu servo, lembrado da sua misericórdia, conforme prometera a nossos pais, em favor de Abraão e sua posteridade, para sempre. (Evangelho - Lc 1,46b-55) 7

9 SUMÁRIO LISTA DE ILUSTRAÇÕES LISTA DE TABELAS LISTA DE ABREVIATURAS E SÍMBOLOS LISTA DE SIGLAS INTRODUÇÃO REVISÃO BIBLIOGRÁFICA Histórico da Evolução dos Aços Elétricos no Brasil Propriedades Magnéticas dos Aços Elétricos Permeabilidade Magnética Perdas no ferro A equação das Perdas parasíticas Curva de Histereze de Materiais Ferromagnéticos Propriedades Intrínsecas Pontos de Controle na Curva de Magnetização Interação entre Microestrutura e Propriedades Magnéticas Influência da variação dos processos de fabricação de Aços Elétricos nas propriedades magnéticas Processo Convencional de Fabricação de Aços Elétricos por Lingotamento Contínuo Aços elétricos produzidos por Lingotamento em Tiras (strip-casting) Laminação a frio cruzada ("cross-rolling") Laminação a frio em duas etapas Aplicação de Campo Magnético durante Recozimento A laminação de encruamento dos aços semiprocessados Efeito das variáveis do processo de fabricação de Aços Elétricos GNO na textura cristalográfica e nas propriedades magnéticas Laminação a Quente Efeito do tamanho de grão da BQ na textura de recristalização

10 2.5.2 Laminação a frio Heterogeneidades microestruturais da laminação a frio A textura da laminação a frio Recozimento Final Textura de Recristalização Do recozimento em caixa ao recozimento contínuo A recristalização no recozimento após a laminação de encruamento Influência do crescimento de grão na textura de recristalização Crescimento anormal dos grãos ou recristalização Secundária Considerações Finais e Objetivo do Trabalho MATERIAIS E MÉTODOS Material Nomenclatura Tratamentos termomecânicos Laminação a Quente Processo da Laminação a Quente Preparação dos corpos de prova das chapas laminadas a quente Tratamento para aumento de tamanho de grão Laminação a Frio Recozimento Final Preparação das Amostras Preparação das Amostras para Microscopia Óptica Preparação das Amostras para Análise de Textura Preparação das Amostras para Teste de Propriedades Magnéticas Metalografia Quantitativa Medição da Textura Cristalográfica Função Distribuição de Orientações Cristalinas Medição das Propriedades Magnéticas Correção da Perda Magnética Total para espessura de 0,5mm RESULTADOS EXPERIMENTAIS Análise Metalográfica

11 4.1.1 Metalografia Quantitativa A Evolução da Microestrutura ao longo dos Processos Termomecânicos Medidas das Propriedades Magnéticas Perdas Magnéticas Totais Corrigidas para a espessura de 0,5mm Análise de Textura Cristalográfica Descrição da Textura das amostras por Composição Química ao longo do Processamento Termomecânico DISCUSSÃO DOS RESULTADOS Evolução Microestrutural em função das Variáveis de Processo, Composição Química e Microestrutura Evolução da Textura Cristalográfica em função das Variáveis de Processo, Composição Química e Microestrutura Efeito do recozimento da BQ na textura final Efeito da Redução da LQ na Textura Final Influência da Textura e Microestrutura sobre as Propriedades Magnéticas Considerações Finais CONCLUSÕES SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS

12 LISTA DE ILUSTRAÇÕES FIG. 1.1 Efeito do tamanho de grão nas perdas magnéticas totais em aço silício com variação na concentração de silício (SHIMANAKA ET AL., 1982) FIG. 1.2 Curvas de magnetização de Ferro em 3 direções distintas de um monocristal de ferro (MCCURIE, 1994) FIG. 2.1 Curva de histerese de um material ferromagnético (BOLL,1992) FIG. 2.2 Variação de algumas propriedades intrínsecas do Fe com teor de Si (LITTMANN, 1971) FIG. 2.3 Curva de magnetização inicial de aços elétricos, mostrando três índices de méritos utilizados (CAMPOS e TSCHIPTSCHIN, 1998) FIG. 2.4 Correlação entre permeabilidade µ 15 X preço de diferentes aços elétricos em 1997 (LANDGRAF, 2002) FIG. 2.5 Perdas totais e suas componentes histerética (Ph), parasita (Pp) e anômala (Pa) em seis diferentes aços elétricos utilizados no Brasil (LANDGRAF, 2002) FIG. 2.6 Processo de fabricação de aços elétricos da ACESITA (ACESITA ) FIG. 2.7 Processo convencional de fabricação dos aços elétricos FIG. 2.8 Representação esquemática da formação da microestrutura durante o processo de lingotamento em tiras (strip-casting) (LANDGRAF ET AL., 2003b) FIG. 2.9 Anisotropia em chapas de aços totalmente processados (HONDA ET AL., 1998). 43 FIG Efeito da intensidade de deformação na dureza do aço 2,3% Si a várias distâncias da superfície (30, 80, 160 e 240 µm) em uma lâmina de espessura de 470 µm (LANDGRAF ET AL., 2003a) FIG Evolução da indução B 50 (indução a 5000 A/m), em função do grau de redução. Reduções de 0%, 4%, 7%, 12% e 19%. Seções longitudinal e transversal (CAMPOS, 2000) FIG Diagrama Fe-Si, a) Região rica em Fe do diagrama Fe-Si; b) o efeito da adição de 0,07% C nessa região do diagrama (MCCURRIE, 1994)

13 FIG Diagrama esquemático ilustrando os estágios do processo de laminação controlada e as mudanças na microestrutura em cada estágio (RAY e JONAS, 1990) FIG Efeito do teor de alumínio, da temperatura de reaquecimento e da temperatura de bobinamento na permeabilidade de aços elétricos (LYUDKOVSKY ET AL., 1986) FIG a) Microscopia eletrônica de varredura da amostra com tamanho de grão inicial de 500 µm laminada a frio e totalmente recristalizada. b) Imagem das orientações cristalográficas dos grãos da microestrutura através da identificação dos padrões de Kikuchi. c) Imagem do índice de qualidade dos padrões de Kikuchi (TAKANOHASHI ET AL., 2000) FIG Efeito do grau de redução a frio na permeabilidade e perdas após recozimento final (DUNKLE e GOODENOW, 1986). (ο - permeabilidade; - perdas) FIG Esquemático das subestruturas formadas durante deformação plástica de aço (GORELIK, 1981). (1 - banda de deformação, 2 - microbandas, 3 - regiões de contorno de grão, 4 - regiões de inclusão) FIG Função de distribuição de uma aço elétrico laminado a frio, ϕ 2 =45 o, notação de Bunge (VIANA, 2001) FIG Representação esquemática de taxa de nucleação vs. tempo de recozimento para grãos recristalizados de diferentes orientações de baixo índice (HUTCHINSON, 1984) FIG Mapa do coeficiente M de Taylor, calculado seguindo o modelo "full-constraint". Seção ϕ 2 =45. Notação de Bunge (RAY ET AL., 1994) FIG Efeito do grau de redução e do tempo de recozimento a 788 o C no tamanho de grão médio (ASHBROOK e MARDER, 1985) FIG Efeito do grau de deformação no tamanho de grão de aços efervescentes após recozimentos a 600 e 760 C (LANDGRAF e FERREIRA, 1996) FIG Efeito da temperatura de recozimento no tamanho de grão final do aço com 2%Si (CUNHA e PAOLINELLI, 2002a)

14 FIG Variação da intensidade de algumas componentes de textura durante recozimento em caixa de aço baixo carbono previamente laminado. (HUTCHINSON, 1984); gráfico redesenhado por HUMPHREYS e HATHERLY (1996) FIG Microestrutura de material com 2% de deformação, recozido a 755 C por 260 minutos, mostrando estrutura bimodal (ANTONIONE ET AL., 1973). Aumento 65x FIG. 3.1 Etapas dos processos termomecânicos FIG. 3.2 Corpo de prova para laminação a quente FIG. 3.3 Esquema de processamento da laminação a quente e simulação do bobinamento a quente FIG. 3.4 Montagem das amostras nas direções DL para observação FIG. 3.5 Lixadeira e Politriz utilizadas para: (a) lixamento e (b) polimento FIG. 3.6 Decapagem das placas para teste de propriedades magnéticas FIG. 3.7 Analisador de imagem da Leica FIG. 3.8 Posicionamento e movimentos da amostra na câmara de textura do aparelho de raios-x, para obtenção da figura de pólo FIG. 3.9 Chapa com orientação dos cristais ao acaso (sem textura) FIG Ângulos de Euler (ϕ 1, Φ, ϕ 2 ) usados na notação de Bunge FIG (a) Espaço de orientações de Bunge ; (b) Seção de ϕ 2 = 45 o onde são mostradas as fibras DL e DN FIG Ábacos de ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o para interpretar as FDOCs em termos de ângulos de Euler e índices (hkl)[uvw] FIG (a) Seção de ϕ 2 = 45 o com as fibras clássicas do sistema cúbico; (b) Seção de ϕ 2 = 45 o mostrando os nomes de orientações clássicas do sistema cúbico FIG. 4.1 Fotomicrografia microestrutural da amostra A2 ao longo dos processos termomecânicos: a) laminado a quente, b) BQ com laminação de encruamento e recozida a 800 o C, c) laminado a frio com 75% de redução e d) recozimento final a 1000 o C

15 FIG. 4.2 Fotomicrografia microestrutural da amostra A3 ao longo dos processos termomecânicos: a) laminado a quente, b) BQ com laminação de encruamento e recozida a 800 o C, c) laminado a frio com 75% de redução e d) recozimento final a 1000 o C FIG. 4.3 Fotomicrografia microestrutural da amostra A4 ao longo dos processos termomecânicos: a) laminado a quente, b) BQ com laminação de encruamento e recozida a 800 o C, c) laminado a frio com 75% de redução e d) recozimento final a 1000 o C FIG. 4.4 Fotomicrografia microestrutural da amostra B2 ao longo dos processos termomecânicos: a) laminado a quente, b) BQ com laminação de encruamento e recozida a 800 o C, c) laminado a frio com 75% de redução e d) recozimento final a 1000 o C FIG. 4.5 Fotomicrografia microestrutural da amostra B3 ao longo dos processos termomecânicos: a) laminado a quente, b) BQ com laminação de encruamento e recozida a 800 o C, c) laminado a frio com 75% de redução e d) recozimento final a 1000 o C FIG. 4.6 Fotomicrografia microestrutural da amostra B4 ao longo dos processos termomecânicos: a) laminado a quente, b) BQ com laminação de encruamento e recozida a 800 o C, c) laminado a frio com 75% de redução e d) recozimento final a 1000 o C FIG. 4.7 Fotomicrografia microestrutural da amostra C2 ao longo dos processos termomecânicos: a) laminado a quente, b) BQ com laminação de encruamento e recozida a 800 o C, c) laminado a frio com 75% de redução e d) recozimento final a 1000 o C FIG. 4.8 Fotomicrografia microestrutural da amostra C3 ao longo dos processos termomecânicos: a) laminado a quente, b) BQ com laminação de encruamento e recozida a 800 o C, c) laminado a frio com 75% de redução e d) recozimento final a 1000 o C FIG. 4.9 Fotomicrografia microestrutural da amostra C4 ao longo dos processos. termomecânicos: a) laminado a quente, b) BQ com laminação de encruamento e 14

16 recozida a 800 o C, c) laminado a frio com 75% de redução e d) recozimento final a 1000 o C FIG Fotomicrografia microestrutural da amostra A4 nos estados de laminado a frio (a) e recozimento final (b) ambos sem laminação de encruamento e recozimento da BQ (LA4LF e LA4RF) FIG Fotomicrografia microestrutural da amostra B4 nos estados de laminado a frio (a) e recozimento final (b) ambos sem laminação de encruamento e recozimento da BQ (LB4LF e LB4RF) FIG Fotomicrografia microestrutural da amostra C4 nos estados de laminado a frio (a) e recozimento final (b) ambos sem laminação de encruamento e recozimento da BQ (LC4LF e LC4RF) FIG Amostra A2LQ, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra A3LQ, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra A4LQ, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra B2LQ, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra B3LQ, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra B4LQ, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra C2LQ, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra C3LQ, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra C4LQ, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra A2R, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra A3R, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra A4R, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra B2R, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra B3R, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra B4R, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge

17 FIG Amostra C2R, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra C3R, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra C4R, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra A2RF, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra A3RF, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra A4RF, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra B2RF, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra B3RF, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra B4RF, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra C2RF, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra C3RF, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra C4RF, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra LA4RF, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra LB4RF, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG Amostra LC4RF, FDOC, seções ϕ 2 = 0 o e ϕ 2 = 45 o. Notação de Bunge FIG.5.1 Efeito da temperatura de acabamento sobre o TG da BQ FIG. 5.2 Efeito da temperatura de acabamento sob o TG após Recozimento Final FIG. 5.3 Gráfico do tamanho de grão da BQ x tamanho de grão final FIG. 5.4 Gráfico comparando as perdas magnéticas com o TG final das amostras B2RF, B4RF e C4RF

18 LISTA DE TABELAS TAB. 2.1 Diferentes nomenclaturas para as estruturas 1 e 2 apresentadas na FIG TAB. 2.2 Valores de Indução B 25 e B 50, permeabilidade µ 15 e tamanho de grão para as amostras S/R, C e E TAB. 3.1 Composições Químicas dos Aços (% em peso) TAB. 3.2 Nomenclatura das Amostras TAB. 3.3 Redução das espessuras das LQ s por usinagem TAB. 3.4 Espessuras antes e depois da laminação de encruamento TAB. 3.5 Planejamento da Laminação a frio com 75% de redução total TAB. 3.6 Tempo de aquecimento a 1000 o C das espessuras(0,5; 0,7 e 1mm) TAB. 3.7 Esquema de montagem e embutimento das amostras do recozimento final TAB. 3.8 Espessuras antes e depois da usinagem das amostras RL TAB. 4.1 Valores de tamanho de grão das amostras da bobina a quente recozida e do recozimento final TAB. 4.2 Medidas Magnéticas realizadas no Laboratório de Ensaios Magnéticos (ACESITA S.A.) TAB. 4.3 Perdas Totais corrigidas para a espessura de 0,5mm TAB. 4.4 Definição das fibras de textura e relação com as propriedades magnéticas TAB. 4.5 Resumo das Componentes de Textura das amostras do Laminado a Quente TAB. 4.6 Resumo das Componentes de Textura das amostras da BQ Recozida TAB. 4.7 Resumo das Componentes de Textura das amostras do Recozimento Final TAB. 4.8 Resumo das Componentes de Textura das amostras do Recozimento Final TAB. 5.1 Medidas magnéticas das amostras B2RF, B4RF e C4RF para discussão TAB. 5.2 Resultados de propriedades magnéticas de outros autores

19 LISTA DE ABREVIATURAS E SÍMBOLOS ABREVIATURAS CCC - Cúbico de corpo centrado CFC - Cúbico de face centrada CP s - Corpo de prova DL - Direção de laminação DN - Direção normal DT - Direção transversal EQ - Equação FIG - Figura TG - Tamanho de Grão TAB - Tabela LQ - Laminação a Quente BQ - Bobina a Quente TA - Temperatura de acabamento EFE - Energia de Falha de Empilhamento GNO - Grão não orientado GO - Grão orientado SMC - Soft Magnetic Composite SÍMBOLOS % - Percentagem (ou percentual) (hkl) - Índice de um plano cristalográfico específico [uvw] - Índice de Miller de uma direção cristalográfica específica {hkl} - Índice de uma família de planos cristalográficos {hkl}<uvw> - Componentes de textura <uvw> - Índice de Miller de uma família de direções cristalográficas C - Graus Celsius 18

20 C - Carbono Fe - Ferro Fe-α - Ferro-alfa (ferrita) fase sólida do metal ferro com estrutura cristalina ccc Fe-γ - Ferro gama (austenita) fase sólida do metal ferro com estrutura cfc I(α,β) - Intensidade difratada na posição da amostra definida pelos ângulos α e β. Al - Alumínio Mn - Manganês S - Enxofre AlN - Nitreto de Alumínio MnS - Sulfeto de Manganês P t P h P p P a ρ d f e H - Perdas totais - Perdas histerética - Perda parasítica - Perda anômala - Resistividade elétrica - Densidade - Frequência - Espessura - Campo magnético aplicado no material µ o - Permeabilidade magnética absoluta no vácuo B r J s K 1 Hz T c W Kg - Indução magnética de remanência - Polarização Magnética de Saturação - Constante de anisotropia - Unidade de frequência - Temperatura de Curie - Unidade de potência - Unidade de massa // - paralelo nm - nanômetro (10-9 m) µm - micrometro (10-6 m) Cos - Cosseno Sen - Seno 19

21 Si - Silício a - Alfa ß - Beta γ - Gama? - Teta µ - Mícrons F - Phi ϕ 1, Φ, ϕ 2 - Ângulos de Euler segundo notação de Bunge? - Psi?,?,? - Ângulos de Euler segundo notação de Roe? - Fi J 50 B 50 B 25 - Polarização magnética a 5000 A/m - Indução magnética a 5000 A/m - Indução magnética a 5000 A/m µ 15/60 - Permeabilidade magnética a 1,5T/60Hz P 15/60 - Perda magnética a 1,5T/60Hz 20

22 LISTA DE SIGLAS ACESITA CSN EBSD FDOC IME MEV MIO ODF OIM MET SIBM Companhia de Aços Especiais Itabira Companhia Siderúrgica Nacional Electron Backscatering Difraction (Difração de Elétrons Retroespalhados) Função de Distribuição de Orientação Cristalina Instituto Militar de Engenharia Microscópio Eletrônico de Varredura Microscopia de Imagem por Orientação (Orientation Imagem Microscopy) Orientation Distribution Function (Função de distribuição de orientação) Orientation Imagem Microscopy (Microscopia por Imagem de Orientação) Microscópio Eletrônico de Transmissão Migração de Contornos de Grão induzida por deformação 21

23 RESUMO Investigou-se o efeito da adição do alumínio e manganês e da influência do tamanho de grão da bobina a quente sobre as propriedades magnéticas dos aços elétricos em função de suas texturas cristalográficas, variáveis de processo e microestrutura. Para o estudo foi realizado processamento do aço partindo de um lingote forjado, passando pela laminação a quente, simulação de bobinamento, laminação de encruamento, recozimento da bobina a quente, laminação a frio e recozimento final. Para cada etapa de processamento foi feita a análise de microestrutura e de textura cristalográfica através de FDOCs obtidas por difração de raios-x. Na análise microestrutural a bobina a quente recozida se apresentou totalmente recristalizada com tamanhos de grãos grosseiros que variaram em função da composição química e do grau de redução na laminação a quente. Nas amostras do recozido final, a adição de manganês (material C) proporcionou maior crescimento de grão em relação aos outros materiais. Com a análise de textura cristalográfica foram encontradas na maioria das amostras do laminado a quente pico em {331}[115] oriundo de bandas de deformação formadas próximo a superfície da chapa, e componentes de fibra α, ou próximo a ela, devido a laminação a quente ser no campo ferrítico. Grãos grosseiros na bobina quente proporcionaram componente de orientação Goss após recozimento final. As adições de AL e Mn proporcionaram o surgimento da fibra <001>//DN na textura final. Observou-se ainda a presença da componente {332}<113> em todas as amostras do recozimento final. Na análise das propriedades magnéticas, constatou-se que a adição de Mn proporcionou textura mais adequada pela presença das componentes de textura Goss; {001}<150> (próxima a cubo) e {110}<114> (próxima a Goss), o que justificou a maior polarização e permeabilidade magnética. Para as perdas magnéticas, os fatores considerados de influência na variação delas foram o tamanho de grão final e a composição química com a adição de alumínio que provocou o aumento na resistividade elétrica do aço. 22

24 ABSTRACT The effect of aluminum and manganese addition was investigated and the influence of grain size hot-band on magnetic properties of electrical steels in function of its crystallographic textures, process variables and microstructure. For the study steel processing was realized since ingot forged, passing for hot rolling, coilling simulation, temper rolling, hot-band annealing, cold rolling and final annealing. For each stage of processing it was made the analysis of microstructure and crystallographic textures through ODFs gotten by X-ray diffraction. In the analysis of microstructure the annealed hot-band presented itself fully recrystallized with corse grain size that varied in function of chemical composition and degree of reduction in the hot rolling. In the final annealed samples, the manganese addition (material C) proportioned greater grain growth with relation to others materials. With the crystallographic texture analysis were found peak in {331}[115] in most hot rolling samples derived from deformation bands formed near the surface of sheet, and fibre a components, or near it, due to hot rolling to be in the ferritic field. Corse grains in the hot-band proportioned Goss orientation component after final annealing. The Al and Mn addition proportioned the appearing of fibre <001>//DN in the final texture. The presence of {332}<113> component was still observed in all the annealed final samples. In the analysis of magnetic properties, verified that the addition of Mn proportioned more adequate texture for the presence of the Goss texture component, {001}<150> (near the cube) e {110}<114> (near the Goss), what it justified the biggest polarization and magnetic permeability. For the magnetic losses, the considered factors of influence in the variation of them were the final grain size and the chemical composition with the addition of aluminum that caused the increase in the electrical resistivity of the steel. 23

25 1 INTRODUÇÃO Aços para fins elétricos ou aços elétricos são materiais de grande relevância para a indústria mundial. Esses aços são utilizados principalmente em motores elétricos e transformadores, onde o rendimento energético dessas máquinas elétricas depende da permeabilidade e das perdas magnéticas devido à dissipação de energia associada à excitação em corrente alternada. Aços elétricos interessam a dois segmentos econômicos onde o Brasil tem engenharia forte, a siderurgia e a indústria da eletricidade. Um por cento do volume total de aços produzidos no mundo anualmente é consumido pela indústria elétrica que equivale o total de 7 milhões de toneladas anuais, sendo 1 milhão de toneladas usadas em transformadores, 4 milhões usados em motores elétricos de bom rendimento elétrico e 2 milhões de toneladas de aço tipo 1006 usados nas aplicações de menor exigência. (SCHNEIDER, 1998). O tamanho de grão tem um efeito muito forte nas perdas magnéticas. Quanto maior o tamanho de grão, menor a parcela histerética das perdas, entretanto cresce a parcela chamada anômala, fazendo com que exista um tamanho de grão ótimo, entre 100 e 150µm (SHIMANAKA ET AL., 1982). A FIG. 1.1 exemplifica esse comportamento, mostrando a variação das perdas magnéticas medidas a 1,5 T e 50 Hz. FIG. 1.1 Efeito do tamanho de grão nas perdas magnéticas totais em aço silício com variação na concentração de silício (SHIMANAKA ET AL., 1982). 24

26 Outro fator de influência nesses materiais é a textura cristalográfica que afeta o desempenho desses equipamentos elétricos, devido à forte anisotropia de propriedades magnéticas causada pela fácil magnetização do ferro na direção <100> em relação a qualquer outra direção, pois o eixo de magnetização espontânea nos cristais de Fe-α é o <001> e a direção de pior magnetização é a <111>. A FIG. 1.2 apresenta as curvas de magnetização para as direções <100>, <110> e <111> (MCCURIE, 1994). FIG. 1.2 Curvas de magnetização de Ferro em 3 direções distintas de um monocristal de ferro (MCCURIE, 1994). Os aços para transformadores se beneficiaram do desenvolvimento realizado por Norman P. Goss em 1934 (GOSS, 1934), onde através de um determinado procedimento foi gerada uma textura cristalográfica (110) [001] muito intensa em aços siliciosos. Esta componente de textura, também chamada de componente Goss, proporciona ótima permeabilidade magnética na direção de laminação, onde esses aços são chamados de aços elétricos de grão orientado (GO). Sendo assim, o corte e a montagem das chapas num transformador devem ser projetados de forma que o fluxo magnético seja conduzido paralelamente à direção de laminação das chapas. Com os motores elétricos a situação é diferente, são máquinas em que o campo magnético é aplicado paralelamente à superfície da chapa mudando continuamente de direção. Para esse tipo de aplicação, utilizam-se os aços elétricos de grão não-orientado (GNO), entretanto esta nomenclatura é errônea, porque na verdade esses aços também apresentam textura. Portanto o ideal para esses equipamentos seria dispor de materiais com componente de textura do tipo {100}<0vw>, ou seja, todos os grãos com planos {100} paralelos à superfície da chapa e direções <100> presentes em todas as direções no plano da chapa. Essa orientação também é conhecida como fibra <100> paralela à direção perpendicular (normal) 25

27 ao plano da chapa. Existem duas classes de aços elétricos GNO: os semiprocessados e os totalmente processados. Os aços GNO totalmente processados têm sua textura final desenvolvida na própria usina siderúrgica, que entrega o material na condição recozida. Os aços semiprocessados são fornecidos com um pequeno encruamento, suficiente para que o recozimento final (feito após o puncionamento do formato final da lâmina pelo usuário) conduza a um tamanho de grão da ordem de µm. Durante esse recozimento é produzida a textura final, a descarbonetação e a eliminação de tensões residuais (CAMPOS, 2000). Os limitados conhecimentos científicos sobre a nucleação da recristalização, associados à falta de clareza sobre os efeitos das heterogeneidades da deformação, ainda são uma barreira enorme para o modelamento da evolução da textura de recristalização (LANDGRAF ET AL., 2003a). Nas aplicações que requerem perda magnética baixa são utilizados os aços com teores de silício mais elevado. Essa adição de Si, entretanto, torna o aço difícil de ser processado a frio, devido à fragilização. Em função disso, os aços de baixa perda têm sido fabricados com adição de Al, que eleva sua resistividade (CHEN, 1986) e contribui para a redução da perda magnética. Diversos pesquisadores (YASHIKI e KANEKO, 1992; DUNKLE e GOODENOW, 1986; HONDA ET AL., 1998 e USHIMAGI ET AL., 1988) têm investigado a influência de algumas variáveis de processo na textura final dos aços elétricos tais como: tamanho de grão da bobina a quente (BQ); grau de deformação de encruamento antes do recozimento final; laminação a frio em duas etapas e laminação cruzada. Embora o atual estágio de conhecimento científico-tecnológico não permita que a textura cristalográfica ideal seja obtida, mudanças no processamento desses materiais que auxiliam no controle de textura, tamanho de grão e outros elementos da microestrutura, produzem melhora significativa em suas propriedades magnéticas. Por exemplo, o recozimento da BQ, que produz um aumento do tamanho de grão da chapa nesta etapa do processo, é uma das técnicas que tem sido associada a um reforço da componente de orientação Goss (100) [001] na textura final do material (YASHIKI e KANEKO, 1992 e TAKASHIMA ET AL., 1993). Este trabalho tem por objetivo estudar o efeito combinado da adição de Al e Mn e da influência do tamanho de grão da BQ, na otimização das propriedades magnéticas de um aço elétrico baixo carbono de grão não orientado (GNO) totalmente processado com cerca de 3% 26

28 Si. Essas variáveis serão avaliadas por meio da caracterização da evolução da microestrutura e da textura de recristalização utilizando-se microscopia óptica e difração de raios x. 27

29 2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 2.1 HISTÓRICO DA EVOLUÇÃO DOS AÇOS ELÉTRICOS NO BRASIL A história dos aços elétricos no mundo se confunde com a história da indústria da eletricidade, que nasce em A importância dos aços ao silício foi rapidamente reconhecida sendo os aços de grão orientado desenvolvidos em No Brasil, a ACESITA iniciou produção de aço GNO em 1957, pelo processo de laminação a quente de pacotes. Em 1979, iniciou-se a produção de aço GNO laminado a frio e em 1981 a de aço GO, ambos com assistência técnica da Armco (MELO ET AL., 1982). A pressão por menores custos fez substituir os aços ao silício de custo mais elevado usados em motores pelos aços de baixo carbono a partir dos anos sessenta. O fornecimento de aços com o chamado encruamento crítico, os semiprocessados, para posterior recozimento e obtenção de tamanho de grão grande, parece ter-se disseminado mundialmente a partir dos anos 50, sendo inicialmente praticado no Brasil por relaminadoras de aços tipo Mangels em 1975, posteriormente pela Usiminas em 1981 e mais recentemente pela CSN em Recentemente, um fluxo contínuo de inovações tecnológicas tem ocorrido na indústria do aço elétrico em virtude do mercado, da legislação de alguns países que exigem motores cada vez mais eficientes e da necessidade de economizar energia elétrica. Mesmo dispondo de um número restrito de variáveis que podem ser controladas (composição química, tamanho de grão, textura e inclusões), a Usiminas, a CSN e a ACESITA vêm mantendo grupos de pesquisa atuantes na área, introduzindo regularmente novos produtos no mercado. Estes, os maiores fabricantes brasileiros de aços elétricos, já têm consciência do potencial de demanda de novos aços elétricos com maior permeabilidade magnética. A maximização da permeabilidade é o desafio internacional do processamento de aços elétricos GNO. O controle das variáveis de processo de forma a se obter uma textura final tipo fibra <100> perpendicular ao plano da chapa, ou seja, textura {100}<0vw>, é o objetivo a ser atingido para maximizar aquela propriedade magnética. Uma nova família de aços para fins eletromagnéticos foi lançada no mercado 28

30 internacional nos últimos anos, e já começa a ser utilizada no Brasil: um compósito de pó de ferro revestido com polímero, chamado de SMC (Soft Magnetic Composite) ou pó de ferro microencapsulado (JANSON, 1998). Esse tipo de aço possui a propriedade de suportar altas freqüências envolvidas em motores que possuem acionamento eletrônico e que utilizam ímãs no rotor. Os SMC podem, no futuro próximo, conquistar um importante nicho de mercado se o controle de velocidade por meio de acionamento eletrônico for mais popularizado (LANDGRAF, 2002), pois seu preço de mercado é ainda alto. Com a evolução do acionamento eletrônico e a diminuição do custo da eletrônica de potência e de controle é possível que o mercado de aços elétricos possa ser alterado onde um maior número de aplicações poderá adotar esse tipo de tecnologia. 2.2 PROPRIEDADES MAGNÉTICAS DOS AÇOS ELÉTRICOS PERMEABILIDADE MAGNÉTICA A palavra permeabilidade reflete a idéia que os engenheiros elétricos do século XIX faziam do fenômeno, ou seja, uma medida da facilidade com que o fluxo magnético atravessa o material, otimizando assim a passagem de corrente alternada através desse mesmo material. A permeabilidade magnética pode ser mais bem entendida se vista como um poder amplificador do material. Dizer que um aço tem permeabilidade magnética de quer dizer que amplifica vezes o campo magnético nele aplicado. A permeabilidade magnética é, em termos matemáticos, a relação entre o valor da indução magnética B (intensidade do campo magnético no interior do material induzido por um campo magnético externamente aplicado) e a intensidade do campo magnético H que a criou, não existindo unidade caso seja utilizada a permeabilidade relativa. A permeabilidade magnética relativa é calculada pela expressão µ r = B/µ 0 H (µ 0 = 4π*10-7 henry/m), onde µ 0 é uma constante matemática oriunda da relação entre B e H no vácuo, podendo ser considerada a permeabilidade magnética no vácuo. Nos últimos vinte anos a literatura internacional tem dado cada vez mais importância à permeabilidade magnética dos aços para fins elétricos, pelo fato desta estar associada às 29

31 perdas no cobre em vazio das máquinas elétricas e ao volume de aço necessário. Quanto maior a permeabilidade magnética, menor o campo magnético necessário para magnetizar o aço, menores as correntes elétricas que circulam nos condutores, menor a energia dissipada por efeito Joule PERDAS NO FERRO Há dois tipos principais de perdas a serem consideradas: perdas no ferro ou no núcleo (dissipação de calor por efeito Joule no interior do aço, devido às correntes parasita) e perdas no cobre (dissipação de calor nos condutores elétricos, ou enrolamentos, por efeito Joule P=RI 2, sendo R a resistência e I a corrente). O método usual de avaliar perdas no ferro é por meio da separação de perdas, pois permite investigar separadamente o efeito das variáveis em cada uma das componentes, facilitando a compreensão dos efeitos. As perdas no ferro totais (P t ) subdividem-se em: perdas histeréticas - P h, perdas parasíticas - P p e perdas anômalas - P a. A equação a seguir indica a separação em componentes das perdas totais. P t = P h + P p + P a EQ. 2.1 A componente das perdas histeréticas é geralmente medida pela área da curva de histerese quase-estática (freqüência < 0,1Hz) (CHIN e WERNICK, 1980) sendo o restante correspondente à soma de componentes de perdas parasíticas e perdas anômalas. O motivo das perdas magnéticas ocorrerem nesses materiais é devido à mudança de fluxo db/dt que além de induzir corrente no condutor, induz corrente também no núcleo. Essas correntes geram perdas (por efeito Joule) no interior do núcleo, sendo proporcional a RI 2. Considere B a indução magnética, t o tempo, R a resistência e I a corrente. 30

32 A EQUAÇÃO DAS PERDAS PARASÍTICAS A componente de perda parasítica é calculável pela expressão clássica que foi derivada teoricamente no início do século XX para dar conta da dissipação de energia devida à circulação, no interior do material, das correntes elétricas parasíticas induzidas pela variação do fluxo sendo a equação a seguinte: P p = ( π * B* f * e) 6* d * ρ 2 EQ. 2.2 onde: P p, perdas parasíticas (W/Kg); B, indução máxima do ensaio - (T); e, espessura da lâmina - (mm); f, freqüência de ensaio - (Hz); ρ, resistividade elétrica - (µωm, ou 10-2 µωcm); d,densidade - (kg/m 3, ou 10 3 g/cm 3 ). A aplicabilidade da equação de perdas parasíticas restringe-se a freqüências não muito elevadas (<500Hz). A espessura influencia diretamente nessa componente de perda, onde sendo aumentada a espessura, se aumenta o percurso das correntes parasita, o que acarreta acréscimo nas perdas CURVA DE HISTEREZE DE MATERIAIS FERROMAGNÉTICOS A equação que descreve a curva de histerese da FIG. 2.1 é a seguinte: B= J + µ o H EQ. 2.3 Onde: 31

33 H (A/m) - campo magnético aplicado no material; J (T, Tesla) - o campo gerado pelo material, ou sua polarização magnética; B (T, tesla) - é a resultante, a soma de µ o H e J; µ o - permeabilidade magnética absoluta no vácuo, igual a 4p/10 7 (T m /A). FIG. 2.1 Curva de histerese de um material ferromagnético (BOLL,1992). Uma das melhores maneiras de descrever uma curva de histerese é associando-a ao processo de movimentação de paredes de domínios. Vamos supor um material desmagnetizado (soma dos vetores magnetização espontânea do material é zero, ou J=0). Não há campo H aplicado (H=0), nessa situação B também é igual a zero. Esse ponto é exatamente a origem do gráfico da FIG Aplicando-se um campo H(+), ocorrerá movimentação de paredes de domínios, e conseqüentemente aumento da quantidade de momentos magnéticos orientados na direção do campo aplicado. Ao elevar-se ainda mais o campo H, os grãos (ou pelo menos sua maioria) acabarão atingindo a condição de monodomínio, o que representa o final da região de movimentação de paredes de domínios. Ampliando-se ainda mais o campo H, ocorrerá rotação de magnetização de domínios nos grãos cuja orientação cristalográfica não está perfeitamente alinhada com o campo magnético, nesse ponto será atingida a saturação. Neste instante, se H cessar (H=0) o B será igual a B r, sendo esse o ponto conhecido como remanência (apenas rotação ocorre após a remoção do campo H). 32

34 2.2.3 PROPRIEDADES INTRÍNSECAS As propriedades intrínsecas são as propriedades que independem da microestrutura, mas, entretanto, são em função da composição química, da fase e também da temperatura. Entre as propriedades intrínsecas estão:? - resistividade elétrica; J s - polarização de saturação; K 1 - constante de anisotropia magnetocristalina; T c - temperatura de Curie. O elemento de liga tradicionalmente principal nos aços elétricos é o Si. A FIG. 2.2 mostra o efeito do Si em diversas propriedades intrínsecas do Fe-alfa (Fe - CCC). FIG. 2.2 Variação de algumas propriedades intrínsecas do Fe com teor de Si (LITTMANN, 1971). Algumas equações podem ser utilizadas (aproximação) para descrever o efeito do Si e Al em propriedades como resistividade, polarização de saturação e constante de anisotropia magnetocristalina (MATSUMURA e FUKUDA, 1984) dentre ela estão:? (µ? m) = 0,12 + 0,11 (%Si) EQ. 2.4 Js (T) = 2,16-0,048 (%Si+Al) EQ. 2.5 K 1 = (10 4 J/m 3 ) = 4,8-0,4 (%Si) EQ

35 Ao lado do Si, o Al costuma também ser adicionado como elemento de liga nos aços elétricos porque tem efeito similar ao do Si nas propriedades intrínsecas da FIG Para isso existe também uma equação que relaciona o efeito do Si e do Al na densidade. d (g/cm 3 ) = 7,865-0,065 [%Si + 1,7 (%Al)] EQ PONTOS DE CONTROLE NA CURVA DE MAGNETIZAÇÃO Nos aços elétricos de grão não-orientado recozidos, a permeabilidade máxima quaseestática situa-se entre e , dependendo da microestrutura e textura do produto final. O ponto (B, H) onde ocorre a permeabilidade máxima é a única referência quantitativa para definição da posição do joelho da curva de magnetização, que é um ponto muito importante na discussão sobre o comportamento da curva de magnetização. No controle de qualidade e na seleção de aços de grão não orientado, a comparação entre eles é baseada em alguns pontos da curva de magnetização: µ 15 - permeabilidade relativa a 1,5T B 25 - campo B medido quando H aplicado é de 2500 A/m B 50 - B para H aplicado de 5000 A/m FIG. 2.3 Curva de magnetização inicial de aços elétricos, mostrando três índices de méritos utilizados (CAMPOS e TSCHIPTSCHIN, 1998). Tanto o µ 15 como o B 25 e B 50 são medidos em uma região da curva de histerese onde a magnetização muda basicamente por rotação (à direita do joelho, na curva de histerese). A 34

36 permeabilidade µ 15 é muito sensível á movimentação de paredes de domínio (que depende de outros fatores microestruturais, além da textura), enquanto o B 50, medido mais distante do joelho (FIG. 2.3), é função mais direta da textura. Sendo assim, o B 50 está mais diretamente relacionado com textura do que a permeabilidade magnética µ 15 ou o B 25. Todavia a permeabilidade e perdas magnéticas em baixos campos são influenciadas por muitos fatores além da textura cristalográfica: tamanho de grão, grau de encruamento, tensões residuais, fração volumétrica de inclusões e distribuição de tamanho de inclusões. Elementos de liga, como o Si, podem afetar K 1 (constante de anisotropia magnetocristalina) e também a permeabilidade magnética. 2.3 INTERAÇÃO ENTRE MICROESTRUTURA E PROPRIEDADES MAGNÉTICAS As propriedades magnéticas dos aços elétricos são função direta de sua microestrutura. Portanto, para se compreender as características de diferentes tipos de aços, ou para poder compará-los, é necessária uma introdução à microestrutura desses materiais. A microestrutura possui grande influência para três das propriedades magnéticas mais consideradas no caso dos aços elétricos: permeabilidade magnética, indução magnética e as perdas no ferro. Os aços elétricos são utilizados por possuírem uma qualidade única, que é a capacidade de amplificar milhares de vezes um campo magnético externamente aplicado, não existindo disputa por outros metais, polímeros ou cerâmicos para essa qualidade. Essa propriedade é o que viabiliza a existência da maioria das máquinas elétricas: motores, geradores, transformadores, etc. Essa capacidade de amplificação do campo magnético é conhecida como permeabilidade magnética já mencionada anteriormente. Para um grande número de aplicações onde o rendimento energético não é relevante, uma permeabilidade µ r15, ou seja, permeabilidade magnética relativa sob a indução de 1,5T, na ordem de 500 já é suficiente. Realizando-se um recozimento que elimine as discordâncias e gere um tamanho de grão final maior que 100µm, a permeabilidade pode ser aumentada para Para ultrapassar 4.000, que é hoje um sonho para fabricantes de compressores de geladeira, deve-se ter um cuidado especial no controle da textura cristalina desses materiais. O valor de

37 mostrado na FIG. 2.4 refere-se ao aço silício de grão orientado, que só tem praticamente uma componente de textura, (110) [001] (orientação Goss), o qual possui valor excepcionalmente alto quando se mede a permeabilidade na direção de laminação [001], já quando se mede na direção transversal, a permeabilidade a 1,5T de indução cai para 400. Por causa desta anisotropia magnética esses materiais são aplicados preferencialmente na produção de transformadores onde se utiliza apenas uma direção de magnetização. FIG. 2.4 Correlação entre permeabilidade µ 15 X preço de diferentes aços elétricos em 1997 (LANDGRAF, 2002). Como a maioria das aplicações de aços elétricos acontece em máquinas excitadas em corrente alternada, surge um segundo parâmetro de seleção desses aços: as perdas magnéticas. Como a magnetização não é um fenômeno reversível, o processo cíclico de magnetizar a cada 1/120 de segundo leva à ocorrência de histerese. Devido à existência da histerese magnética e da circulação de correntes elétricas parasitas induzidas pela variação do fluxo magnético no interior do material, o processo de inversão de magnetização ocorre com dissipação de energia, ou seja, com perdas magnéticas, também conhecidas como perdas no ferro. O controle destas perdas ocorre principalmente através do tamanho de grão após recozimento final do aço. A FIG. 2.5 compara os valores das perdas magnéticas totais de diferentes aços em função do recozimento, concentração de Si na composição química ou pela textura, utilizando como indicador de desempenho o valor das perdas magnéticas a 1,5T em 60Hz de freqüência. 36