ads:
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
ads:
Livros Grátis
http://www.livrosgratis.com.br
Milhares de livros grátis para download.
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
ads:
2
c2005
INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA
Praça General Tibúrcio, 80 – Praia Vermelha
Rio de Janeiro – RJ CEP: 22290-270
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
I
nfluência 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, 2005.
160 p. : il., graf., tab.
Dissertação (mestrado) –
Instituto Militar de
Engenharia – Rio de Janeiro, 2005.
1. Aço Elétrico 2.
Textura Cristalográfica e
Microestrutura, Análise 3. Materiais Magnéticos
. I.
Instituto Militar de Engenharia. II. Título.
CDD
:
620.17
3
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
2005
4
À todos os excluídos de educação no Brasil e no
Mundo.
5
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.
6
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.
7
“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)
8
SUMÁRIO
LISTA DE ILUSTRAÇÕES ........................................................................................................ 11
LISTA DE TABELAS.................................................................................................................. 17
LISTA DE ABREVIATURAS E SÍMBOLOS........................................................................... 18
LISTA DE SIGLAS...................................................................................................................... 21
1 INTRODUÇÃO .......................................................................................................24
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA..............................................................................28
2.1 Histórico da Evolução dos Aços Elétricos no Brasil............................................... 28
2.2 Propriedades Magnéticas dos Aços Elétricos.......................................................... 29
2.2.1 Permeabilidade Magnética........................................................................................ 29
2.2.2 Perdas no ferro........................................................................................................... 30
2.2.2.1 A equação das Perdas parasíticas ............................................................................. 31
2.2.2.2 Curva de Histereze de Materiais Ferromagnéticos.................................................. 31
2.2.3 Propriedades Intrínsecas............................................................................................ 33
2.2.4 Pontos de Controle na Curva de Magnetização....................................................... 34
2.3 Interação entre Microestrutura e Propriedades Magnéticas.................................... 35
2.4 Influência da variação dos processos de fabricação de Aços Elétricos nas
propriedades magnéticas........................................................................................... 39
2.4.1 Processo Convencional de Fabricação de Aços Elétricos por Lingotamento
Contínuo..................................................................................................................... 40
2.4.2 Aços elétricos produzidos por Lingotamento em Tiras (strip-casting).................. 41
2.4.3 Laminação a frio cruzada ("cross-rolling").............................................................. 42
2.4.4 Laminação a frio em duas etapas.............................................................................. 42
2.4.5 Aplicação de Campo Magnético durante Recozimento.......................................... 43
2.4.6 A laminação de encruamento dos aços semiprocessados ....................................... 44
2.5 Efeito das variáveis do processo de fabricação de Aços Elétricos GNO na textura
cristalográfica e nas propriedades magnéticas......................................................... 46
2.5.1 Laminação a Quente.................................................................................................. 46
2.5.1.1 Efeito do tamanho de grão da BQ na textura de recristalização............................. 50
9
2.5.2 Laminação a frio........................................................................................................ 51
2.5.2.1 Heterogeneidades microestruturais da laminação a frio ......................................... 52
2.5.2.2 A textura da laminação a frio.................................................................................... 54
2.5.3 Recozimento Final..................................................................................................... 57
2.5.3.1 Textura de Recristalização........................................................................................ 58
2.5.3.2 Do recozimento em caixa ao recozimento contínuo............................................... 63
2.5.3.3 A recristalização no recozimento após a laminação de encruamento.................... 63
2.5.3.4 Influência do crescimento de grão na textura de recristalização............................ 65
2.5.3.5 Crescimento anormal dos grãos ou recristalização Secundária.............................. 67
2.6 Considerações Finais e Objetivo do Trabalho......................................................... 69
3 MATERIAIS E MÉTODOS ..................................................................................70
3.1 Material...................................................................................................................... 70
3.2 Nomenclatura............................................................................................................. 70
3.3 Tratamentos termomecânicos................................................................................... 72
3.3.1 Laminação a Quente.................................................................................................. 73
3.3.1.1 Processo da Laminação a Quente............................................................................. 73
3.3.1.2 Preparação dos corpos de prova das chapas laminadas a quente........................... 75
3.3.2 Tratamento para aumento de tamanho de grão........................................................ 76
3.3.3 Laminação a Frio....................................................................................................... 77
3.3.4 Recozimento Final..................................................................................................... 77
3.4 Preparação das Amostras.......................................................................................... 78
3.4.1 Preparação das Amostras para Microscopia Óptica................................................ 78
3.4.2 Preparação das Amostras para Análise de Textura ................................................. 80
3.4.3 Preparação das Amostras para Teste de Propriedades Magnéticas........................ 81
3.5 Metalografia Quantitativa ......................................................................................... 82
3.6 Medição da Textura Cristalográfica......................................................................... 83
3.6.1 Função Distribuição de Orientações Cristalinas...................................................... 84
3.7 Medição das Propriedades Magnéticas.................................................................... 89
3.7.1 Correção da Perda Magnética Total para espessura de 0,5mm.............................. 89
4 RESULTADOS EXPERIMENTAIS....................................................................91
4.1 Análise Metalográfica ............................................................................................... 91
10
4.1.1 Metalografia Quantitativa ......................................................................................... 91
4.1.2 A Evolução da Microestrutura ao longo dos Processos Termomecânicos............ 92
4.2 Medidas das Propriedades Magnéticas ..................................................................104
4.2.1 Perdas Magnéticas Totais Corrigidas para a espessura de 0,5mm.......................105
4.3 Análise de Textura Cristalográfica.........................................................................106
4.3.1 Descrição da Textura das amostras por Composição Química ao longo do
Processamento Termomecânico .............................................................................125
5 DISCUSSÃO DOS RESULTADOS....................................................................129
5.1 Evolução Microestrutural em função das Variáveis de Processo, Composição
Química e Microestrutura .......................................................................................129
5.2 Evolução da Textura Cristalográfica em função das Variáveis de Processo,
Composição Química e Microestrutura .................................................................135
5.2.1 Efeito do recozimento da BQ na textura final.......................................................140
5.2.2 Efeito da Redução da LQ na Textura Final...........................................................141
5.3 Influência da Textura e Microestrutura sobre as Propriedades Magnéticas........141
5.4 Considerações Finais...............................................................................................145
6 CONCLUSÕES......................................................................................................149
7 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS.............................................151
8 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS...............................................................152
11
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)....................................... 24
FIG. 1.2 Curvas de magnetização de Ferro em 3 direções distintas de um monocristal de ferro
(MCCURIE, 1994). ...................................................................................................... 25
FIG. 2.1 Curva de histerese de um material ferromagnético (BOLL,1992)............................. 32
FIG. 2.2 Variação de algumas propriedades intrínsecas do Fe com teor de Si (LITTMANN,
1971).............................................................................................................................. 33
FIG. 2.3 Curva de magnetização inicial de aços elétricos, mostrando três índices de méritos
utilizados (CAMPOS e TSCHIPTSCHIN, 1998). ..................................................... 34
FIG. 2.4 Correlação entre permeabilidade µ
15
X preço de diferentes aços elétricos em 1997
(LANDGRAF, 2002). .................................................................................................. 36
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).................. 37
FIG. 2.6 Processo de fabricação de aços elétricos da ACESITA (ACESITA - 2004)............ 39
FIG. 2.7 Processo convencional de fabricação dos aços elétricos............................................ 40
FIG. 2.8 Representação esquemática da formação da microestrutura durante o processo de
lingotamento em tiras (strip-casting) (LANDGRAF ET AL., 2003b)...................... 41
FIG. 2.9 Anisotropia em chapas de aços totalmente processados (HONDA ET AL., 1998). 43
FIG. 2.10 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).................................................................................... 45
FIG. 2.11 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)......................................................................................................... 45
FIG. 2.12 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). ........................................ 48
12
FIG. 2.13 Diagrama esquemático ilustrando os estágios do processo de laminação controlada
e as mudanças na microestrutura em cada estágio (RAY e JONAS, 1990). ............ 48
FIG. 2.14 Efeito do teor de alumínio, da temperatura de reaquecimento e da temperatura de
bobinamento na permeabilidade de aços elétricos (LYUDKOVSKY ET AL., 1986).
....................................................................................................................................... 49
FIG. 2.15 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).............................................................................. 50
FIG. 2.16 Efeito do grau de redução a frio na permeabilidade e perdas após recozimento final
(DUNKLE e GOODENOW, 1986). (ο - permeabilidade; - perdas)..................... 51
FIG. 2.17 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).................................................................. 53
FIG. 2.18 Função de distribuição de uma aço elétrico laminado a frio, ϕ
2
=45
o
, notação de
Bunge (VIANA, 2001)................................................................................................. 55
FIG. 2.19 Representação esquemática de taxa de nucleação vs. tempo de recozimento para
grãos recristalizados de diferentes orientações de baixo índice (HUTCHINSON,
1984).............................................................................................................................. 61
FIG. 2.20 Mapa do coeficiente M de Taylor, calculado seguindo o modelo "full-constraint".
Seção ϕ
2
=45°. Notação de Bunge (RAY ET AL., 1994)........................................... 62
FIG. 2.21 Efeito do grau de redução e do tempo de recozimento a 788
o
C no tamanho de grão
médio (ASHBROOK e MARDER, 1985).................................................................. 64
FIG. 2.22 Efeito do grau de deformação no tamanho de grão de aços efervescentes após
recozimentos a 600 e 760°C (LANDGRAF e FERREIRA, 1996)........................... 65
FIG. 2.23 Efeito da temperatura de recozimento no tamanho de grão final do aço com 2%Si
(CUNHA e PAOLINELLI, 2002a). ............................................................................ 66
13
FIG. 2.24 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).............................. 66
FIG. 2.25 Microestrutura de material com 2% de deformação, recozido a 755° C por 260
minutos, mostrando estrutura bimodal (ANTONIONE ET AL., 1973). Aumento
65x................................................................................................................................. 67
FIG. 3.1 Etapas dos processos termomecânicos........................................................................ 72
FIG. 3.2 Corpo de prova para laminação a quente..................................................................... 73
FIG. 3.3 Esquema de processamento da laminação a quente e simulação do bobinamento a
quente............................................................................................................................ 74
FIG. 3.4 Montagem das amostras nas direções DL para observação....................................... 79
FIG. 3.5 Lixadeira e Politriz utilizadas para: (a) lixamento e (b) polimento........................... 80
FIG. 3.6 Decapagem das placas para teste de propriedades magnéticas.................................. 82
FIG. 3.7 Analisador de imagem da “Leica”. .............................................................................. 82
FIG. 3.8 Posicionamento e movimentos da amostra na câmara de textura do aparelho de
raios-X, para obtenção da figura de pólo.................................................................... 83
FIG. 3.9 Chapa com orientação dos cristais ao acaso (sem textura)......................................... 84
FIG. 3.10 Ângulos de Euler (ϕ
1
, Φ, ϕ
2
) usados na notação de Bunge. .................................... 85
FIG. 3.11 (a) Espaço de orientações de Bunge ; (b) Seção de ϕ
2
= 45
o
onde são mostradas as
fibras DL e DN. ............................................................................................................ 86
FIG. 3.12 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]............................................................................................ 87
FIG. 3.13 (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....................... 88
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........................................................................................................................... 93
14
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........................................................................................................................... 94
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........................................................................................................................... 95
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........................................................................................................................... 96
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........................................................................................................................... 97
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........................................................................................................................... 98
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........................................................................................................................... 99
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.........................................................................................................................100
FIG. 4.9 Fotomicrografia microestrutural da amostra C4 ao longo dos processos.
termomecânicos: a) laminado a quente, b) BQ com laminação de encruamento e
15
recozida a 800
o
C, c) laminado a frio com 75% de redução e d) recozimento final a
1000
o
C.........................................................................................................................101
FIG. 4.10 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). ....................................................................................................102
FIG. 4.11 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)......................................................................................................103
FIG. 4.12 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)......................................................................................................103
FIG. 4.13 Amostra A2LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge................107
FIG. 4.14 Amostra A3LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge................107
FIG. 4.15 Amostra A4LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge................108
FIG. 4.16 Amostra B2LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge. ...............108
FIG. 4.17 Amostra B3LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge. ...............109
FIG. 4.18 Amostra B4LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge. ...............109
FIG. 4.19 Amostra C2LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge. ...............110
FIG. 4.20 Amostra C3LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge. ...............110
FIG. 4.21 Amostra C4LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge. ...............111
FIG. 4.22 Amostra A2R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge...................112
FIG. 4.23 Amostra A3R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge...................112
FIG. 4.24 Amostra A4R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge...................113
FIG. 4.25 Amostra B2R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge...................113
FIG. 4.26 Amostra B3R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge...................114
FIG. 4.27 Amostra B4R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge...................114
16
FIG. 4.28 Amostra C2R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge...................115
FIG. 4.29 Amostra C3R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge...................115
FIG. 4.30 Amostra C4R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge...................116
FIG. 4.31 Amostra A2RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.................118
FIG. 4.32 Amostra A3RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.................118
FIG. 4.33 Amostra A4RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.................119
FIG. 4.34 Amostra B2RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.................119
FIG. 4.35 Amostra B3RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.................120
FIG. 4.36 Amostra B4RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.................120
FIG. 4.37 Amostra C2RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.................121
FIG. 4.38 Amostra C3RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.................121
FIG. 4.39 Amostra C4RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.................122
FIG. 4.40 Amostra LA4RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge..............123
FIG. 4.41 Amostra LB4RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge. .............123
FIG. 4.42 Amostra LC4RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge. .............124
FIG.5.1 Efeito da temperatura de acabamento sobre o TG da BQ. ........................................130
FIG. 5.2 Efeito da temperatura de acabamento sob o TG após Recozimento Final. .............132
FIG. 5.3 Gráfico do tamanho de grão da BQ x tamanho de grão final...................................134
FIG. 5.4 Gráfico comparando as perdas magnéticas com o TG final das amostras B2RF,
B4RF e C4RF..............................................................................................................143
17
LISTA DE TABELAS
TAB. 2.1 Diferentes nomenclaturas para as estruturas 1 e 2 apresentadas na FIG. 2.17........ 54
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”............................................................................................... 58
TAB. 3.1 Composições Químicas dos Aços (% em peso)........................................................ 70
TAB. 3.2 Nomenclatura das Amostras....................................................................................... 71
TAB. 3.3 Redução das espessuras das LQ’s por usinagem....................................................... 75
TAB. 3.4 Espessuras antes e depois da laminação de encruamento......................................... 76
TAB. 3.5 Planejamento da Laminação a frio com 75% de redução total................................. 77
TAB. 3.6 Tempo de aquecimento a 1000
o
C das espessuras(0,5; 0,7 e 1mm).......................... 78
TAB. 3.7 Esquema de montagem e embutimento das amostras do recozimento final............ 79
TAB. 3.8 Espessuras antes e depois da usinagem das amostras “RL”..................................... 81
TAB. 4.1 Valores de tamanho de grão das amostras da bobina a quente recozida e do
recozimento final. ......................................................................................................... 92
TAB. 4.2 Medidas Magnéticas realizadas no Laboratório de Ensaios Magnéticos (ACESITA
S.A.).............................................................................................................................104
TAB. 4.3 Perdas Totais corrigidas para a espessura de 0,5mm..............................................105
TAB. 4.4 Definição das fibras de textura e relação com as propriedades magnéticas..........106
TAB. 4.5 Resumo das Componentes de Textura das amostras do Laminado a Quente........111
TAB. 4.6 Resumo das Componentes de Textura das amostras da BQ Recozida. .................117
TAB. 4.7 Resumo das Componentes de Textura das amostras do Recozimento Final.........122
TAB. 4.8 Resumo das Componentes de Textura das amostras do Recozimento Final.........124
TAB. 5.1 Medidas magnéticas das amostras B2RF, B4RF e C4RF para discussão..............142
TAB. 5.2 Resultados de propriedades magnéticas de outros autores.....................................145
18
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
19
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
-
Perdas totais
P
h
-
Perdas histerética
P
p
-
Perda parasítica
P
a
-
Perda anômala
ρ
-
Resistividade elétrica
d
-
Densidade
f
-
Frequência
e
-
Espessura
H
-
Campo magnético aplicado no material
µ
o
-
Permeabilidade magnética absoluta no vácuo
B
r
-
Indução magnética de remanência
J
s
-
Polarização Magnética de Saturação
K
1
-
Constante de anisotropia
Hz
-
Unidade de frequência
T
c
-
Temperatura de Curie
W
-
Unidade de potência
Kg
-
Unidade de massa
//
-
paralelo
nm
-
nanômetro (10
-9
m)
µm
-
micrometro (10
-6
m)
Cos
-
Cosseno
Sen
-
Seno
20
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
-
Polarização magnética a 5000 A/m
B
50
-
Indução magnética a 5000 A/m
B
25
-
Indução magnética a 5000 A/m
µ
15/60
-
Permeabilidade magnética a 1,5T/60Hz
P
15/60
-
Perda magnética a 1,5T/60Hz
21
LISTA DE SIGLAS
ACESITA Companhia de Aços Especiais Itabira
CSN Companhia Siderúrgica Nacional
EBSD Electron Backscatering Difraction (Difração de Elétrons Retroespalhados)
FDOC Função de Distribuição de Orientação Cristalina
IME Instituto Militar de Engenharia
MEV Microscópio Eletrônico de Varredura
MIO Microscopia de Imagem por Orientação (Orientation Imagem Microscopy)
ODF Orientation Distribution Function (Função de distribuição de orientação)
OIM Orientation Imagem Microscopy (Microscopia por Imagem de Orientação)
MET Microscópio Eletrônico de Transmissão
SIBM Migração de Contornos de Grão induzida por deformação
22
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.
23
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.
24
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).
25
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)
26
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 100-150µm. 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%
27
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.
28
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 1880. A importância dos aços ao silício foi rapidamente
reconhecida sendo os aços de grão orientado desenvolvidos em 1934.
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 1994.
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
29
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
2.2.1 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 5.000 quer
dizer que amplifica 5.000 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
30
“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.
2.2.2 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.
31
2.2.2.1 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:
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.
2.2.2.2 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:
(
)
ρ
π
**6
***
2
d
efB
P
p
=
32
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. 2.1. 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).
33
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. 2.6
34
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. 2.2. 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. 2.7
2.2.4 PONTOS DE CONTROLE NA CURVA DE MAGNETIZAÇÃO
Nos aços elétricos de grão não-orientado recozidos, a permeabilidade máxima quase-
estática situa-se entre 5.000 e 20.000, 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
35
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 2.500. 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 40.000
36
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.
37
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).
Analisando a FIG. 2.5 observa-se que o aço ABNT 1006 sem recozimento (SR) tem
perdas totais de 18W/Kg e quando se realiza um recozimento no mesmo aço (1006 CR)
reduz-se o valor de perdas de 18 para 10W/Kg. A adição de silício e alumínio ao aço aumenta
sua resistividade elétrica, o que reduz a intensidade das correntes elétricas parasitas e assim
permite reduzir as perdas parasíticas até 4,2W/Kg. O aço tipo GO chega a apenas 1W/Kg na
direção de laminação vide FIG. 2.5, mas tem perdas de 4W/Kg na direção transversal
(LANDGRAF, 2002).
É conhecido que a microestrutura (densidade de discordâncias e tamanho de grão) tem
grande influência nas perdas histeréticas e nas anômalas, enquanto a espessura e a
resistividade elétrica afetam bastante as perdas parasíticas. Sendo assim um aço sem
recozimento tem perdas histeréticas e parasitas muito altas, um mesmo aço com recozimento
as perdas histeréticas são bastante reduzidas, pois se eliminam as discordâncias e obtém-se
tamanho de grão (TG) grande. As perdas parasíticas permanecem altas quando não se diminui
a espessura e nem se aumenta a resistividade elétrica. A adição de silício, por aumentar a
resistividade elétrica, permite uma sensível redução nas perdas parasíticas e pouco efeito nas
perdas histeréticas.
Para atender as diferentes demandas de qualidade e custo, os aços elétricos são
produzidos numa gama de composições químicas que os diferencia dos demais aços, até
mesmo dentre as diferentes classes de aços elétricos. Seu teor de carbono final deve ser
abaixo de 0,003%, mas podem ser produzidos com carbono em torno de 0,06%, se for
descarbonetado no recozimento final realizado após o corte das lâminas. Entretanto a
tendência atual é produzí-los com carbono abaixo de 0,003%. O motivo desse baixo teor de
38
carbono é devido à formação de inclusões (Fe
3
C) que são indesejáveis, pois promovem
ancoramento de paredes de domínio, acarretando a redução da permeabilidade e aumento de
perdas magnéticas.
A classe dos aços elétricos de menor custo tem silício na faixa dos milésimos e alumínio
na ordem de 0,04%. No entanto o efeito benéfico da adição de silício e alumínio (aumentar a
resistividade elétrica) faz com que esses elementos sejam usados em até 3,5 e 0,5%,
respectivamente, apesar do sensível aumento de custo. Todavia, CUNHA (2000) concluiu que
o aumento de alumínio para teores da ordem de 1% em um aço com 3,2%Si, praticamente
eliminou a fibra gama e fez surgir componentes próximas a fibra <001>//DN estando em
consonância com os resultados de SHIMANAKA ET AL. (1981).
As inclusões nos aços elétricos são formadas basicamente por nitretos ,óxidos e sulfetos.
São partículas, isoladas ou não, cujo tamanho varia de menos de 1 micrômetro até no máximo
10µm de diâmetro. Quanto menor o tamanho, maior é a quantidade em que elas aparecem,
pelo menos na faixa entre 1 e 10µm. As inclusões são fases não magnéticas e para o campo
magnético a inclusão seria como um vazio no material. Num motor elétrico onde o campo
magnético muda de direção 60 vezes por segundo, as paredes de domínio magnético acabam
por se ancorar nas inclusões. Essas paredes possuem espessura da ordem de 200nm e a sua
mobilidade está diretamente relacionada ao rendimento elétrico da máquina, quanto mais
mobilidade, maior o rendimento. Sendo assim as inclusões prejudicam o rendimento desses
equipamentos elétricos.
A adição de Mn é benéfica sobre a perda magnética (CUNHA, 2000) devido
principalmente ao aumento do produto de solubilidade do sulfeto de manganês, o que reduz o
teor de S em solução na temperatura de reaquecimento para a laminação a quente. Esse fato
favorece o crescimento de grão porque não permite a existência de partículas finas e dispersas
durante a laminação a quente e bobinamento que inibem o crescimento de grão e dificultam o
movimento das paredes de domínio.
SHIMANAKA ET AL. (1981) observaram aumento da densidade de planos (200) com a
adição de 1,1%Al em tiras produzidas em dois estágios de laminação a frio e redução superior
a 50% na segunda etapa de laminação. Deste modo a adição de Al contribuiu para melhorar a
textura cristalográfica.
39
2.4 INFLUÊNCIA DA VARIAÇÃO DOS PROCESSOS DE FABRICAÇÃO DE AÇOS
ELÉTRICOS NAS PROPRIEDADES MAGNÉTICAS
Uma das tendências de desenvolvimento de novos aços para motores é justamente a
busca de materiais com maior permeabilidade magnética. A grande maioria das dezenas de
patentes americanas, européias e japonesas, relativas a aços elétricos homologadas durante a
década de 90, trata de novos processos de fabricação que resulta em maior permeabilidade.
Grande parte das aplicações dos aços para fins eletromagnéticos utiliza chapas laminadas
de espessura abaixo de 0,7 mm. Esses aços são produzidos através de várias etapas de
fabricação que são: refino de impurezas no metal líquido, lingotamento contínuo, laminação a
quente (LQ), decapagem, laminação a frio (LF) e recozimento. Esse processo de fabricação
mencionado é o processo convencional na produção de aços GNO totalmente processado. A
FIG. 2.6 ilustra todo o processo de fabricação que esse aço sofre na ACESITA desde o estado
de matéria prima até o produto final (bobina e chapa a frio de aço silício).
FIG. 2.6 Processo de fabricação de aços elétricos da ACESITA (ACESITA - 2004).
A seguir serão apresentados os diversos processos de fabricação dos aços elétricos que
influenciam o desempenho desses materiais com relação às propriedades magnéticas neles
apresentadas.
40
2.4.1 PROCESSO CONVENCIONAL DE FABRICAÇÃO DE AÇOS ELÉTRICOS POR
LINGOTAMENTO CONTÍNUO
A maioria dos aços é hoje produzida por “lingotamento contínuo”. Esse processo exige
que o aço líquido seja desoxidado (aço acalmado). Porém ainda existe uma pequena fração
dos aços hoje fabricados que são produzidos pelo lingotamento convencional (aços
efervescentes).
O processo de lingotamento contínuo convencional produz placas de aço com 250 mm de
espessura que devem ser laminados a quente para uma espessura de cerca de 2 mm. Para
reduzir a espessura com maior facilidade, o aço é aquecido a 1200
o
C e laminado entre 1150 e
800
o
C, numa série contínua de laminadores. Após essa etapa de processamento a chapa é
bobinada a quente e em seguida recebe um tratamento de recozimento e posterior decapagem
que elimina os óxidos superficiais. Prosseguindo o processamento, o aço é laminado a frio
passando por uma sequência de laminadores onde sua espessura é reduzida para cerca de
0,5mm. Na laminação a frio a largura do material aumenta pouco e nessa etapa de
processamento o material está muito encruado e por esse motivo deve ser recozido para
aliviar as tensões e recristalizar sua estrutura cristalina deformada. Na FIG. 2.7 é apresentado
esquematicamente o processo convencional de fabricação dos aços elétricos.
FIG. 2.7 Processo convencional de fabricação dos aços elétricos.
Laminação a Quente
Lingotamento Contínuo
Bobinamento a Quente
Recozimento e
Decapagem
Recozimento
Laminação a Frio
41
2.4.2 AÇOS ELÉTRICOS PRODUZIDOS POR LINGOTAMENTO EM TIRAS (STRIP-
CASTING)
Os aços com alto teor de silício não sofrem transição delta-gama-alfa no resfriamento,
são ferríticos desde a temperatura de solidificação. Com isso, sua estrutura bruta de
solidificação tem uma zona colunar bem definida, podendo ocupar quase toda a espessura da
placa, de mais de 20 cm. Os grãos colunares crescem, mantendo a direção <100> paralela à
direção de crescimento, o que faz com que a zona colunar tenha uma textura próxima à
textura ideal dos aços para motores, (100) <0vw>. Todavia a ocorrência das transições delta-
gama-alfa nos aços com teor de silício abaixo de 2% elimina esta região e torna a textura da
estrutura bruta de solidificação mais aleatória.
O processo de lingotamento em tiras (strip-casting) a espessura de cerca de 2 mm é obtida
diretamente do metal fundido, com uma estrutura colunar orientada perpendicular à superfície
da tira. A FIG. 2.8 apresenta o caminho esquemático na formação da microestrutura durante o
processo de lingotamento em tiras.
FIG. 2.8 Representação esquemática da formação da microestrutura durante o processo de
lingotamento em tiras (strip-casting) (LANDGRAF ET AL., 2003b).
Os grãos colunares do lingotamento em tiras não são exatamente perpendiculares à
superfície da placa; eles têm uma inclinação da ordem de 11% (LANDGRAF ET AL.,
2003b).
Metal Líquido
Solidificação
Laminação a Quente
Rolo
Tira
42
Não existem referências na literatura sobre o efeito dessa forte textura da estrutura bruta
de solidificação das placas de lingotamento na textura final, mas o tema já está sendo
investigado (HU ET AL., 1996).
2.4.3 LAMINAÇÃO A FRIO CRUZADA ("CROSS-ROLLING")
Aços com textura de laminação {001}<100> (cubo) ou {100}<011>, chamados de
duplamente orientados, podem ser empregados tanto em transformadores (em substituição aos
aços GO) como em motores (em lugar dos GNO).
Um dos métodos para produzir aquela textura cubo é através da laminação cruzada.
Certos autores (MEKHICHE ET AL., 1994; USHIMAGI ET AL., 1988), por exemplo,
sugerem três laminações, onde a segunda ocorre na direção perpendicular à da primeira, e a
terceira na mesma direção que a primeira, como método de produzir aços duplamente
orientados com textura otimizada para propriedades magnéticas.
A patente original obtida por Bitter na década de 30, relativa à laminação cruzada,
menciona um processo que leva a um aço com melhores propriedades a 45
o
da direção de
laminação (CHEN, 1986).
A laminação cruzada tem como conseqüência a formação da componente {001}<110> de
alta intensidade através da rotação da componente original <110>//DT durante a última
laminação (VANDERSCHUEREN ET AL., 1991). As propriedades magnéticas serão ótimas
a 45
o
da direção de laminação, devido à presença dessa nova componente.
2.4.4 LAMINAÇÃO A FRIO EM DUAS ETAPAS
Alguns dos aços elétricos GNO totalmente processados comercialmente (SHIMANAKA
ET AL., 1982; PAOLINELLI, 1998; TAKASHIMA ET AL., 1997) incorporam a laminação a
frio em duas etapas. Esse tipo de processamento compreende uma forte redução na primeira
etapa, seguida de recozimento intermediário, uma redução fraca na segunda e recozimento
final.
43
Aparentemente, a laminação em duas etapas tem como um de seus objetivos reduzir a
anisotropia planar (HONDA ET AL., 1998) como ilustra a FIG. 2.9.
FIG. 2.9 Anisotropia em chapas de aços totalmente processados (HONDA ET AL., 1998).
2.4.5 APLICAÇÃO DE CAMPO MAGNÉTICO DURANTE RECOZIMENTO
Acredita-se que a orientação preferida <001> para aços elétricos possa ser alcançada pela
aplicação de campos externos e que a posição da amostra em relação à direção do campo
magnético aplicado seja significante às propriedades magnéticas finais desses materiais.
Campos magnéticos aplicados durante o processamento de aços elétricos têm revelado
significante efeito sobre a evolução da textura cristalográfica e microestrutura em ligas
ferrosas. Percebeu-se que o recozimento sob campos magnéticos retarda a recristalização e
conseqüentemente desenvolve uma textura diferente daquela formada no processo de
recristalização usual.
O TG tem um ótimo efeito sobre as propriedades magnéticas, principalmente nas perdas,
o qual afeta diretamente a performance das máquinas elétricas fazendo o controle do TG ser
um importante ponto quando a eficiência é requerida. No trabalho de BACALTCHUK ET
AL.(2003) onde se estudou o efeito do campo magnético aplicado durante recozimento sobre
a textura e TG de um aço silício foi constatado que esse processo afetou o desenvolvimento
da textura da seguinte forma:
− A componente Goss aumentou na menor temperatura de recozimento (737
0
C) em
relação ao recozimento sem o campo que somente apresentou essa componente a
44
partir de temperatura mais alta;
− A intensidade da fibra gama diminuiu na presença do campo magnético.
Mesmo no estado paramagnético (837
o
C), o campo magnético afetou o desenvolvimento
da textura com a evidência da intensificação de componente Goss. Essa descoberta feita por
BACALTCHUK ET AL.(2003) sugere que o mecanismo de migração de contorno de grão em
ferro silício pode ser afetado pelo campo magnético mesmo acima da temperatura de Curie do
ferro puro (770
o
C), onde a magnetização espontânea e anisotropia magneto-cristalina não
estão mais presentes.
2.4.6 A LAMINAÇÃO DE ENCRUAMENTO DOS AÇOS SEMIPROCESSADOS
Após recozimento intermediário, os aços semiprocessados sofrem laminação de
encruamento ("temper rolling" ou "skin pass") com o objetivo principal de minimizar as
perdas magnéticas. Esse tipo de laminação condiciona a microestrutura a obter tamanho de
grão da ordem de 100-150µm após o recozimento final. Neste processo, aplica-se uma
deformação de cerca de 4 a 8%. Esse grau de deformação situa-se na região onde as
discordâncias já estão formando emaranhados, mas ainda não formaram células (KEH ET
AL., 1963; ASTIE ET AL., 1981). Deste modo não haverá muitos núcleos de recristalização
favorecendo uma maior taxa de crescimento de grão.
É importante ressaltar que o uso da expressão "skin pass" leva algumas pessoas a
imaginar que a deformação se concentra apenas na superfície da chapa, mas neste caso dos
aços elétricos isto não acontece devido à pequena espessura que possibilita uma deformação
até o centro da chapa. A FIG. 2.10 mostra que mesmo uma deformação de apenas 0,5%
penetra em toda a espessura da chapa.
45
FIG. 2.10 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).
A deformação plástica introduzida por meio da laminação de encruamento provoca uma
deterioração das propriedades magnéticas antes do recozimento final. Com relação a indução
magnética a 5000 A/m (B
50
) existe uma diminuição de sua medida em função do aumento de
redução conforme pode ser vista na FIG. 2.11 (CAMPOS, 2000).
FIG. 2.11 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).
Esta diminuição do B
50
(FIG. 2.11) deve ser atribuída, principalmente, ao efeito do
encruamento (aumento da densidade de discordâncias). Segundo SHIMAZU ET AL. (1994),
a deformação concentra-se nos grãos de maior fator de Taylor, tipo <111>//DN. Neste sentido
e segundo a análise de textura de CAMPOS (2000) das amostras da FIG. 2.11, percebeu-se
que a intensidade da fibra {111}<uvw> aumentou consideravelmente devido à evolução da
130
135
140
145
150
155
160
0 2 4 6 8 10
%deformação
dureza HV0,05
30
80
160
240
0
5
10
15
1,70
1,72
1,74
1,76
1,78
Long.
Transv.
B
50
(T)
% redução
46
deformação plástica. Assim, como os planos {111} são os mais desfavoráveis para as
propriedades magnéticas, uma parte do efeito da laminação na redução de B
50
deve ser
creditada também ao aumento da fração relativa desses planos, ou seja, devido à piora da
textura cristalográfica.
2.5 EFEITO DAS VARIÁVEIS DO PROCESSO DE FABRICAÇÃO DE AÇOS
ELÉTRICOS GNO NA TEXTURA CRISTALOGRÁFICA E NAS PROPRIEDADES
MAGNÉTICAS
Nos aços elétricos existe grande influência do tamanho de grão da BQ nas propriedades
magnéticas. Onde o tamanho de grão grosseiro, no estado de BQ, favorece a formação de
componentes de textura favoráveis ao aumento da permeabilidade magnética durante
recozimento final. O tamanho de grão e a textura final são gerados no último recozimento,
resultado de nucleação e crescimento de grão durante a recristalização.
A textura de recristalização é controlada principalmente pelas orientações dos núcleos
recristalizados (HUTCHINSON, 2000), que crescem numa matriz formada por cristais
deformados que sofreram rotações durante a laminação a frio. Essa textura parece carregar
uma herança da textura do material no estado anterior à laminação a frio, ou seja, a textura da
BQ. Sendo assim, é necessário discutir as variáveis de todo o processamento dos aços
elétricos para entender os fatores que controlam sua textura e por sua vez suas propriedades
magnéticas.
2.5.1 LAMINAÇÃO A QUENTE
A laminação a quente tem por objetivo reduzir a espessura do material. Parte-se de uma
placa com mais de 200 mm e produz-se uma chapa bobinada de aproximadamente 2 mm de
espessura. Esta pode ser realizada através de um trem de laminação como o utilizado pela
CSN e Usiminas ou por um laminador reversível com reaquecimento nos dois lados do
laminador (Steckel), no caso da ACESITA.
47
Vários aspectos da microestrutura da laminação a quente tais como: tamanho de grão e
partição do carbono e nitrogênio entre a solução sólida e os precipitados, têm efeito
importante na textura cristalográfica final desses aços.
A maior parte das atenções da literatura costuma se voltar ao controle das temperaturas
de reaquecimento das placas, do final de laminação e de bobinamento, com o objetivo de
controlar o tamanho de grão e provocar a precipitação de nitretos na bobina laminada a quente
(BQ).
Em um estudo de um aço com 1,27%Si (PAOLINELLI e CUNHA, 2003) foi constatado
um tamanho de grão grosseiro da BQ quando se utilizou uma temperatura de acabamento de
1000
o
C. Esse fato favoreceu a formação de bandas de cisalhamento após laminação a frio,
onde se nucleiam grãos Goss durante recozimento, ao mesmo tempo em que diminui a área de
contornos de grão, onde se nucleiam grãos com direção [111]. Sendo assim após recozimento
final foi gerada uma textura com maior fração de fibra ? e menor fibra ? e, por conseqüência,
melhores propriedades magnéticas.
Recentemente, muitos estudos (YASHIKI e KANEKO, 1992) têm sido focados na
investigação do recozimento da BQ como um método para melhorar as propriedades
magnéticas dos aços elétricos de grão não-orientado. Por exemplo, aquele estudo mostra que
o recozimento da BQ aumenta a permeabilidade magnética devido ao aumento da intensidade
da componente {110} e na diminuição das intensidades das componentes {111} e {211} na
textura final. A causa desse fenômeno é devido ao aumento do tamanho de grão da BQ que
favorece a formação de bandas de deformação que por sua vez são locais preferenciais de
nucleação de componente Goss.
Outra importante variável de processo são os teores de silício (de zero a 3,5%) e carbono
(de 0,005 a 0,08%), que afetam as fases em equilíbrio onde, dependendo da composição
química do aço e da temperatura de acabamento, o término da laminação a quente poderá
ocorrer dentro do campo austenítico, do campo bifásico ou do campo ferrítico como mostra a
FIG. 2.12. Sendo assim é possível alterar a estrutura de grãos e textura da bobina a quente e,
por conseguinte, a evolução estrutural subseqüente até a obtenção da estrutura final e as
propriedades magnéticas correspondentes (PAOLINELLI e CUNHA, 2003).
48
FIG. 2.12 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).
Na prática, as possíveis condições de laminação podem ocorrer nas seguintes regiões
conforme FIG. 2.13 (RAY e JONAS, 1990):
I - região de recristalização de γ;
II - região de não-recristalização de γ, acima de Ar
3
;
III - região γ+α;
IV - região α, Abaixo de A
r1
.
FIG. 2.13 Diagrama esquemático ilustrando os estágios do processo de laminação controlada
e as mudanças na microestrutura em cada estágio (RAY e JONAS, 1990).
49
Normalmente, o material oriundo da região de recristalização de γ apresenta grande
tamanho de grão de acordo com a FIG. 2.13 e tamanho de grão menor se a laminação cruza as
regiões de não-recristalização de γ e γ+α. Pode-se verificar também que um aço com 2,5% de
Si não passa por transformações de fase, é ferrítico desde a fase líquida.
Com relação à precipitação de nitretos, existe uma cultura tradicional, proveniente do
processamento de aços semiprocessados tipo ABNT 1006 acalmado, que após laminação a
frio costumava ser recozido em caixa na temperatura de 630
o
C. Nesse caso, era importante ter
baixa temperatura de reaquecimento de placa e alta temperatura de bobinamento com o
objetivo de se reduzir a dissolução dos nitretos de alumínio no reaquecimento que impedem o
crescimento de grão nesta etapa de processamento e garantir a precipitação dos mesmos no
bobinamento que possibilitará uma maior permeabilidade magnética como é mostrado pela
FIG. 2.14 (LYUDKOVSKY ET AL., 1986). Outro objetivo desse processamento é de garantir
a ausência de precipitação de nitretos durante o recozimento em caixa, pois isso favoreceria
forte textura {111} (LESLIE ET AL., 1954), sendo prejudicial às propriedades magnéticas.
Esse efeito é menos crítico nos aços semiprocessados produzidos com recozimento contínuo
(após a laminação a frio), pois a temperatura mais alta neste tipo de recozimento faz com que
a recristalização ocorra antes da precipitação dos nitretos.
FIG. 2.14 Efeito do teor de alumínio, da temperatura de reaquecimento e da temperatura de
bobinamento na permeabilidade de aços elétricos (LYUDKOVSKY ET AL., 1986).
A condição ideal de laminação a quente depende muito da composição química do aço e
do restante do processamento, pois essas variáveis afetam a textura da bobina a quente, que
afetará a evolução da textura nas outras etapas, incluindo a textura final que influencia a
permeabilidade e a anisotropia nas perdas.
50
2.5.1.1 EFEITO DO TAMANHO DE GRÃO DA BQ NA TEXTURA DE
RECRISTALIZAÇÃO
O efeito benéfico do aumento do tamanho de grão da BQ na textura e propriedades
magnéticas dos aços elétricos foi o grande tema de investigação dos anos 90, sempre baseado
no conceito de que isso favorece a formação de bandas de transição, que reforça a
componente Goss na recristalização.
Para se obter tamanho de grão grosseiro na BQ, CAMPOS ET AL. (2004) realizaram,
após bobinamento a quente, uma deformação superficial na ordem de 7% seguido de um
recozimento na temperatura de 800
o
C por 3 hs.
CHANG e HWANG (1998) mostraram que o efeito do recozimento na textura da BQ
depende de sua microestrutura no final da LQ, isto é, se a laminação final ocorre nas fases
austenítica ou ferrítica. Por exemplo, quanto maior a temperatura final da LQ no campo
ferrítico, menos encruado estará o material, mais SIBM ocorrerá durante o recozimento da BQ
e mais intenso se tornará a componente {100}<011>. Outro efeito importante da
microestrutura da BQ na textura é a ocorrência de heterogeneidades no tamanho dos grãos
recristalizados associados a aglomerados de grãos de orientações próximas (cor verde),
conforme mostra a FIG. 2.15b.
FIG. 2.15 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).
51
Na FIG. 2.15(b) cada coloração corresponde a uma orientação cristalográfica. Na mesma
figura em (c) os contornos vermelhos correspondem a uma diferença de orientação
cristalográfica entre os grãos maior do que 15º e os contornos azuis correspondem a uma
diferença de orientação cristalográfica entre os grãos menores do que 15º.
2.5.2 LAMINAÇÃO A FRIO
Na laminação a frio, a redução da espessura da chapa provoca uma deformação plástica
que endurece o material (encruamento). Quanto maior a redução de área, maior é a dureza e o
limite de escoamento do material.
DUNKLE E GOODENOW (1986) mostraram que a permeabilidade magnética final dos
aços semiprocessados varia bastante com o grau de redução a frio, conforme a FIG. 2.16. A
permeabilidade cresce com reduções crescentes entre 30 e 70%, para cair rapidamente com
reduções acima disso. Já LEE ET AL. (1989) obtiveram permeabilidade crescente com
deformações de até 78%.
FIG. 2.16 Efeito do grau de redução a frio na permeabilidade e perdas após recozimento final
(DUNKLE e GOODENOW, 1986). (ο - permeabilidade; - perdas)
1800
1900
2000
2100
2200
2300
2400
2500
2600
2700
20 40 60 80 100
REDUÇÃO A FRIO, %
PERMEABILIDADE, G/Os
5
5,5
6
6,5
7
7,5
PERDAS, W/kg
52
2.5.2.1 HETEROGENEIDADES MICROESTRUTURAIS DA LAMINAÇÃO A FRIO
A deformação plástica homogênea de um metal é dificilmente obtida na prática. Algumas
características encontradas em metais durante a recristalização podem ser explicadas pela
distribuição heterogênea de estruturas de discordâncias dentro do mesmo grão e de um grão
para o outro. Dentro de um mesmo grão, essas diferenças são mais acentuadas quando se
comparam às estruturas de discordâncias desenvolvidas no seu interior e nas regiões próximas
aos seus contornos (CHRISTIAN, 1965).
As heterogeneidades de deformação originam-se das chamadas instabilidades
microestruturais que ocorrem durante a deformação plástica. De um modo geral, materiais
com grãos mais finos tendem a apresentar uma estrutura de deformação mais homogênea e,
conseqüentemente, uma distribuição mais uniforme do potencial termodinâmico para
recristalização. As heterogeneidades de deformação tendem a ocorrer com maior freqüência
em metais com estrutura de grãos grosseiros (BUTRON-GUILLÉN ET AL., 1997;
CHRISTIAN, 1965).
Segundo BARRETT (1952), grãos deformados subdividem-se em regiões dentro das
quais a orientação cristalina é constante, mas é significativamente diferente da orientação
presente em qualquer outra região naquele grão. BARRETT (1952) chamou essas regiões de
“bandas de deformação”.
As heterogeneidades de deformação exercem influência significativa em diversos
processos metalúrgicos. Do ponto de vista microestrutural, essas regiões heterogêneas
possuem energia interna maior que a encontrada nas vizinhanças, em conseqüência, propiciam
condições satisfatórias à ocorrência de corrosão localizada, atuam como sítios preferenciais de
nucleação na recristalização e de formação de trincas em condições particulares de
carregamento.
Amostras da BQ, com tamanho de grão na ordem de 400µm, apresentam heterogeneidade
no estado laminado a frio e recristalizado (CAMPOS ET AL., 2004). Isto confirma a
observação de BUTRON-GUILLÉN ET AL. (1997) e CHRISTIAN (1965), que dizem haver
uma tendência de ocorrer heterogeneidade de deformação em metais com estrutura de grãos
grosseiros da BQ.
Evidências microestruturais, após laminação a frio, indicam que cada grão endurece
diferentemente, acumula uma quantidade diversa de bandas de cisalhamento no seu interior,
53
leva um tempo diferente para recristalização completa e produz regiões com orientações
similares (TAKANOHASHI ET AL., 2000; LANDGRAF ET AL., 2000).
De acordo com WALTER E KOCH (1962), durante a deformação de monocristais
{001}<100>, uma parte do grão sofre rotação num sentido e outra parte no sentido oposto,
gerando na interface uma região de acomodação dessas rotações, chamada de banda de
transição. As regiões que sofrem rotação são chamadas de bandas de deformação, onde existe
uma única orientação dentro destas. DOHERTY (1978) mostrou que dentro de um único grão
de um material policristalino deformado plasticamente pode haver várias bandas de
deformação, ou, como previu Doherty, bandas-matriz.
Naquela série de experimentos de WALTER E KOCH (1962), dentre as orientações no
interior da banda de transição, encontrava-se a orientação inicial antes da deformação plástica.
A posterior nucleação durante a recristalização ocorreu exatamente nesta orientação.
Visando sistematizar algumas das diferenças de nomenclatura, pode-se utilizar a proposta
de GORELIK (1981), FIG. 2.17, que ilustra algumas diferentes estruturas formadas no
interior dos grãos durante a deformação plástica.
FIG. 2.17 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).
54
A TAB. 2.1 compara a nomenclatura adotada por diversos autores (WALTER e KOCH,
1962; GORELIK, 1981; HANSEN, 1990; DILLAMORE ET AL., 1972; HU, 1963;
DOHERTY, 1978 e BARNETT e JONAS, 1997) para as regiões 1 e 2 da.FIG. 2.17.
TAB. 2.1 Diferentes nomenclaturas para as estruturas 1 e 2 apresentadas na FIG. 2.17.
Autor Região 1 Região 2
Walter e Koch Banda de deformação Banda de transição
Doherty Banda Matriz Banda de deformação
Hu Banda Matriz Microbanda
Hansen e Bay Bloco de células Microbandas de primeira e
segunda geração
Dillamore, Moris, Smith,
Hutchinson
Banda de deformação Banda de transição
LANDGRAF ET AL., 2003a.
2.5.2.2 A TEXTURA DA LAMINAÇÃO A FRIO
Os materiais policristalinos são constituídos por muitos grãos, os quais são separados uns
dos outros por fronteiras (contornos de grão). Cada grão do material possui uma orientação
cristalográfica diferente da dos seus vizinhos. Assim sendo, as propriedades de um policristal
estão relacionadas diretamente com a forma, o tamanhos e a distribuição da orientação dos
seus grãos. Portanto, a textura pode ser definida como sendo a forma de distribuição das
orientações dos cristais que constituem um agregado policristalino.
Considera-se um metal com ausência de textura quando a distribuição das orientações
dos cristais apresenta-se de forma aleatória. Em contrapartida, o material possui uma textura
quando as orientações de todos os seus grãos encontram-se distribuídas de forma concentrada,
em maior ou menor grau em relação a um sistema de referência e ao redor de alguma ou
algumas orientações particulares.
Em processos de laminação de chapas de metais as mudanças dimensionais são sempre
acompanhadas pela deformação plástica do metal, principalmente através de escorregamento
dos cristais ao longo de certas direções cristalográficas. Esse escorregamento ocorre
55
preferencialmente ao longo dos planos cristalinos mais densamente ocupados pelos átomos.
Para que a deformação seja acomodada no material, os grãos sofrem rotações de suas direções
iniciais para orientações cristalográficas mais favoráveis desenvolvendo a chamada textura de
deformação. A textura final de deformação depende geralmente da orientação inicial dos
grãos, da mudança de forma imposta na conformação e da temperatura em que o material foi
deformado.
A partir de um metal com orientação aleatória começa-se a notar a presença de uma
textura de deformação quando se atinge redução de 30% ou mais e o processo se completa
com elevadas reduções de aproximadamente 90%.
Os aços elétricos de grão não orientado sofrem reduções que chegam a aproximadamente
90%. Neste caso, a textura inicial do material não tem muita influência na textura de
deformação, já que para essa redução ocorre a formação da textura típica de deformação de
materiais CCC (INAGAKI, 1987).
As principais componentes de deformação do Fe-α baixo carbono são direção <111>
paralela à direção normal e direção <110> paralela à direção longitudinal FIG. 2.18. Essas
texturas não favorecem a obtenção de boas propriedades magnéticas.
FIG. 2.18 Função de distribuição de uma aço elétrico laminado a frio, ϕ
2
=45
o
, notação de
Bunge (VIANA, 2001).
O desenvolvimento de textura de laminação pode ser entendido através da interpretação
das teorias de Taylor e de Sachs.
O modelo de Sachs assume que cada grão deforma-se independentemente de seus
56
vizinhos e que o sistema de carregamento acionado é aquele que apresenta a máxima tensão
de cisalhamento. Sendo assim, somente um sistema de escorregamento operaria em cada grão
(aquele com tensão de cisalhamento máxima). É considerado que o modelo de Sachs fornece
um valor limite inferior, válido para tensão de escoamento (VIANA, 2001).
O modelo de Taylor assume que todos os grãos sofrem a mesma mudança de forma, isto
é, aquela sofrida pela amostra. O tensor deformação é sempre simétrico e juntamente com a
necessidade de se manter o volume constante determina-se que são necessários no mínimo
cinco sistemas de escorregamento independentes para uma determinada deformação. Taylor
considerou que esses cinco sistemas que operam são aqueles que produzem o mínimo
trabalho interno (dw):
EQ. 2.8
Onde é a quantidade de escorregamento no sistema i e é a tensão de cisalhamento
crítica. A teoria de Taylor é um limite superior para o escoamento e permite a predição da
evolução da textura de deformação de um policristal.
No caso de grãos grosseiros na microestrutura inicial (BQ) observa-se que o modelo de
Taylor é válido nas regiões próximas ao contorno de grão e o modelo de Sachs é válido para o
interior do grão. Isso pode ser explicado pelo fato de que as regiões próximas ao contorno
sofrem maior restrição ao escorregamento devido aos grãos vizinhos e, portanto mais sistemas
de escorregamento precisam ser ativados para que a deformação continue. Já no centro do
grão as restrições são menores e não é necessária ativação de novos sistemas de
escorregamento. Uma importante conseqüência destes diferentes sistemas de escorregamento
em atividade através de um grão é que diferentes partes do grão sofrem inevitavelmente
rotação para diferentes orientações durante a deformação e com isso bandas de deformação
são desenvolvidas dentro do grão.
TSCHIPTSCHIN ET AL. (2000) investigaram o efeito do grau de deformação na textura
de aço 3,2%Si com reduções que variaram de 15 a 80%. Foi constatado que, partindo de uma
bobina laminada a quente com forte textura Goss e cubo na face (superficial), quanto maior o
grau de deformação a frio, mais se reforçou as componentes de textura do laminado
{100}<011>, (211)<110> e {311}<011>, enquanto a componente Goss sofreu sensível
redução.
mínimodw
ic
=⋅=
∑
5
δγτ
c
τ
i
δγ
57
2.5.3 RECOZIMENTO FINAL
O recozimento é a última etapa do processamento metalúrgico dos aços elétricos. Essa
etapa é fundamental para a melhoria das propriedades magnéticas dos aços, principalmente
devido à ocorrência da descarbonetação e recristalização. O aquecimento elimina os defeitos
cristalinos e promove crescimento de grão. Com o recozimento as perdas são reduzidas pela
metade e a permeabilidade aumenta de 100 a 300%.
Quando o metal deformado é recozido pode ocorrer recuperação e/ou recristalização,
dependendo do grau de deformação, do tempo e principalmente da temperatura de
recozimento. A ocorrência do fenômeno da recristalização pode gerar uma orientação
cristalográfica preferencial completamente diferente daquela gerada pela deformação. Essa
orientação preferencial é chamada de textura de recozimento ou textura de recristalização.
Outro fenômeno que pode ocorrer durante o recozimento é o crescimento anormal de grãos
(recristalização secundária), que também altera a textura.
CAMPOS (2000) analisou o efeito do recozimento sobre um mesmo material em
diferentes locais (empresas), comparando a textura e as suas propriedades magnéticas. Uma
amostra de aço não-ligado semiprocessado com 6% de redução (amostra S/R) sem
recozimento e de mesma composição química foi utilizada com o intuito de comparar o efeito
do recozimento nas propriedades magnéticas e nas perdas comparando com as duas amostras
("C" e "E") submetidas a recozimento final em diferentes empresas (em torno de 760
o
C por 1
ou 2 horas em atmosfera descarbonetante).
A TAB. 2.2 mostra os valores de B
50
tanto na direção longitudinal quanto na transversal,
indicando que a amostra "C" tem propriedades melhores que a amostra "E"e a "SR" no que se
refere a indução magnética e permeabilidade, sendo a variação no caso das perdas não muito
grande entre "C" e "E" e considerável com relação a "SR". Porém, observa-se para a
permeabilidade µ
15
uma maior diferença de resultados, tendo a amostra “C” a maior
permeabilidade (µ
15
(L) = 2843).
58
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”.
P
15/60
T
(W/Kg)
P
15/60
T
(W/Kg)
B
25
T
(T)
B
25
L
(T)
B
50
T
(T)
B
50
L
(T)
µ
15
(T)
µ
15
(L)
TG
(µm)
S/R 19,8 20,4 1,59 1,58 1,71 1,72 697 625 12
C 10,8 10,8 1,61 1,68 1,70 1,77 1611 2843 103
E 10,8 10,6 1,61 1,64 1,69 1,73 1346 1859 210
CAMPOS, 2000.
Observa-se também a ocorrência de anisotropia de propriedades magnéticas entre as
amostras L (longitudinal) e T (transversal) devido à diferença de texturas cristalográficas.
CAMPOS (2000) diz que a presença de componentes de orientação Goss, ou próximos desta,
nas amostras "C" e "E", explica a ocorrência de maior permeabilidade µ
15
e indução
magnética B
50
na direção longitudinal. Portanto, a presença de Goss introduz uma forte
anisotropia nas chapas, pois esta componente contém a pior direção cristalina para a indução
magnética e permeabilidade, <111>, situada a 55
o
da direção de laminação. A grande
diferença nas perdas entre as amostras "SR" e "C" e "E" se explica pelo fato das amostras "C"
e "E" terem maior tamanho de grão em relação a "SR".
2.5.3.1 TEXTURA DE RECRISTALIZAÇÃO
A textura de recristalização é aquela que surge durante um tratamento térmico
(recozimento) devido à ocorrência do fenômeno da recristalização. A deformação plástica
anterior ao recozimento proporciona a força motriz para a recristalização (recristalização
primária). As texturas de recristalização são influenciadas também pelo tamanho de grão
inicial, velocidade e temperatura de deformação, textura inicial, quantidade e distribuição de
inclusões e outros.
Um dos objetivos do controle da textura de recristalização dos aços elétricos é evitar a
presença de grãos com o plano {111} paralelo à superfície da chapa (fibra {111}<uvw> ou
<111>//DN ou fibra gama) por possuir propriedades magnéticas ruins. Por outro lado, essa é
exatamente a fibra objetivada nas chapas de aço para estampagem (RAY ET AL., 1994).
59
Sendo assim, a literatura sobre a formação da textura ideal de aços para estampagem indica o
que deve ser evitado para o desenvolvimento de textura dos aços elétricos e vice-versa.
Para se explicar a formação da textura de recristalização durante o processo de
recristalização, existem duas correntes de pensamento. As duas hipóteses que explicam esse
mecanismo são:
• Nucleação orientada - núcleos apresentam orientação definida e crescimento aleatório;
• Crescimento orientado - distribuição de orientação cristalográfica de núcleos aleatória,
mas alguns núcleos com certa orientação crescem mais rapidamente que outros.
O grupo de cientistas que se alinha à primeira hipótese parte do princípio que a
distribuição de orientação dos núcleos de recristalização não é aleatória (HUMPHREYS e
HATHERLY, 1996). Já LÜCKE (1974) e IBE e LÜCKE (1966), que trabalham com a
possibilidade de haver crescimento orientado, procuram mostrar que para certas relações de
orientação a movimentação de contornos de grão é mais rápida e isso determinaria a textura
de recristalização. No caso de aços, segundo IBE e LÜCKE (1966), contornos com relações
de rotação de 26,5
o
em torno de direções <110> seriam especialmente rápidos.
A natureza da textura de recristalização é determinada basicamente por dois fatores:
• as orientações dos novos grãos;
• as taxas de nucleação e crescimento relativos desses grãos.
Com relação à orientação dos novos grãos nucleados pode-se relacionar três modelos
principais de nucleação da recristalização conforme afirmam PADILHA e SICILIANO
(1996):
i) Nucleação por migração de contornos de baixo ângulo (subcontornos);
ii) Nucleação por migração de contornos de alto ângulo pré-existentes, induzida por
deformação - SIBM ("strain induced grain boundary migration");
iii) Nucleação por “rotação” e coalescimento de subgrão.
Estes principais mecanismos de nucleação serão detalhados a seguir.
60
Migração de contornos de baixo ângulo (subcontornos)
O mecanismo de migração de subcontornos parece estar associado a altas deformações, a
distribuições heterogêneas de tamanho de subgrão, a temperaturas de recozimento
relativamente altas e a metais de baixa EFE.
Se existir um gradiente de orientações entre subgrãos como muitas vezes é verificado na
prática, aumenta a possibilidade de ocorrência deste mecanismo (HUMPHREYS e
HATHERLY, 1996). Esse é aparentemente favorecido em regiões onde há maior quantidade
de discordâncias. Assim, grãos com alta quantidade de discordâncias (grãos com maior
energia armazenada na deformação) parecem ser sítios mais favoráveis para a ocorrência
deste processo de nucleação.
Migração de contornos de alto ângulo pré-existentes induzida por deformação - SIBM
Considerando o mecanismo de migração de contornos pré-existentes, o requisito básico
para sua ocorrência é a existência de grandes diferenças de deformação entre grãos vizinhos.
Tais diferenças de deformação são freqüentes quando o material está pouco deformado, não
existindo na microestrutura heterogeneidades como bandas de transição que seriam sítios
preferenciais de nucleação. Este mecanismo também é freqüentemente associado ao início da
recristalização durante a deformação a quente, ocorrendo com maior frequência para baixos
graus de deformação (menos de 40% de redução), segundo HUMPHREYS e HATHERLY
(1996).
A diferença de energia armazenada entre grãos vizinhos após a deformação favorece o
mecanismo SIBM "strain induced grain boundary migration", proporcionando uma nucleação
preferencial em regiões de baixa energia armazenada. No caso dos aços, esta favoreceria a
formação de núcleos com a orientação {100}<011> (RAY ET AL., 1994) que é uma
componente de textura desejável nos aços elétricos.
Rotação e coalescimento de subgrão
O mecanismo de coalescimento de subgrãos, por sua vez, parece estar associado a bandas
de transição, a distribuições heterogêneas de diferenças de orientação entre subgrãos, a
deformações moderadas, a regiões vizinhas a contornos de grão, a temperaturas de
61
recozimento relativamente baixas e a metais com alta EFE.
O coalescimento de subgrão pode ocorrer da seguinte maneira: contornos de baixo ângulo
entre subgrãos são formados por um grupo de discordâncias. Estas discordâncias podem
mover-se, diminuindo a diferença de orientação entre estes subgrãos, e indo para a “borda” de
um dos subgrãos, aumentando a desorientação nessa região, e favorecendo a formação de um
contorno de alto ângulo.
Locais de início de recristalização
Acredita-se que um dos fatores preponderantes, em relação à orientação do núcleo, é o
local em que o núcleo irá se formar. Segundo RAY ET AL. (1994), grãos {111} nucleariam
tipicamente em contornos de grão, enquanto que grãos {110}<001> ou {100}<011>
nucleariam preferencialmente nas bandas de transição. Por isso, para os aços elétricos,
objetiva-se tamanho de grão grande na bobina a quente, pois isto favorece a formação de
heterogeneidades de deformação. Uma outra possibilidade para justificar menor quantidade de
componentes {110} quando o tamanho de grão é pequeno seria a maior dificuldade de formar
bandas de transição. No caso da nucleação em precipitados, a orientação dos grãos formados
tende a ser randômica (HUTCHINSON, 1984).
Uma análise cinética do processo de recozimento mostra que há tendência de nuclear
mais rapidamente grãos com orientações como {111}, enquanto que as orientações {100}
desejáveis para os aços elétricos são menos favorecidas (FIG. 2.19). Esta afirmativa se explica
pela diferença de energia armazenada por cada orientação em função do fator de Taylor.
FIG. 2.19 Representação esquemática de taxa de nucleação vs. tempo de recozimento para
grãos recristalizados de diferentes orientações de baixo índice (HUTCHINSON, 1984).
62
É bem conhecida a importância do grau de encruamento prévio na cinética e no tamanho
de grão final após a recristalização (LANDGRAF e FERREIRA, 1996; KEH e
WEISSMANN, 1963; ASTIE ET AL., 1981). Como grãos de diferentes orientações
acumulam diferentes graus de encruamento, o fator de Taylor é uma das ferramentas
fundamentais para auxiliar a interpretar dados de textura de recristalização. A FIG. 2.20
apresenta o fator de Taylor “M” calculado para todas as orientações possíveis em Cristais
CCC.
FIG. 2.20 Mapa do coeficiente M de Taylor, calculado seguindo o modelo "full-constraint".
Seção ϕ
2
=45°. Notação de Bunge (RAY ET AL., 1994).
A partir dessa figura, é extraída a seguinte seqüência de energia armazenada durante a
deformação que também é a força motriz de nucleação:
E
{110}<001>
< E
{001}<110>
< E
{112}<uvw>
< E
{111}<uvw>
< E
{110}<110>
.
O crescimento de subgrão com alto grau de deformação favorece o surgimento de núcleos
com orientações que concentram maior energia armazenada durante a deformação, enquanto o
processo "SIBM" (baixos graus de deformação) favorece a formação de núcleos com
orientações que concentram menor energia armazenada (LANDGRAF ET AL., 2003a).
Uns exemplos de orientações favoráveis ao processo SIBM são: E
{110}<001>
e E
{001}<110>
.
63
2.5.3.2 DO RECOZIMENTO EM CAIXA AO RECOZIMENTO CONTÍNUO
O recozimento contínuo tornou-se o método predominante no recozimento de chapas
laminadas a frio. A mudança do recozimento em caixa para o recozimento contínuo foi
benéfica para a textura dos aços elétricos semiprocessados devido ser mais alta a taxa de
aquecimento deste último que resulta numa melhora de B
50
de 1,66 para 1,72T e da
permeabilidade magnética de 1450 para 2400 (LANDGRAF ET AL., 1998).
Sendo a taxa de aquecimento no recozimento contínuo muito alta, essa diferença em
relação recozimento em caixa pode alterar significativamente a textura. Por exemplo, no caso
de aços baixo-carbono não-ligados, a redução da taxa de aquecimento abaixo de 5
o
C/s pode
reduzir pela metade a razão entre grãos (222) e grãos (100) (HUTCHINSON e USHIODA,
1984).
O recozimento contínuo dos aços semiprocessados é feito em torno de 700
o
C, por 5
minutos, resultando em tamanho de grão da ordem de 10 µm. Já os aços totalmente
processados no geral são recozidos em temperaturas mais altas, por algumas dezenas de
segundos.
2.5.3.3 A RECRISTALIZAÇÃO NO RECOZIMENTO APÓS A LAMINAÇÃO DE
ENCRUAMENTO
Aplica-se, em geral, laminação de encruamento de 4 a 8% nos aços elétricos
semiprocessados, mencionado no tópico 2.4.6, para permitir a obtenção de tamanho de grão
entre 100 e 150 µm após recozimento final (KEH e WEISSMANN, 1963; ASTIE ET AL.,
1981). ASHBROOK e MARDER (1985) investigaram o efeito do tempo de recozimento no
tamanho de grão médio durante o recozimento, para diferentes graus de redução conforme
mostra a FIG. 2.21.
64
FIG. 2.21 Efeito do grau de redução e do tempo de recozimento a 788
o
C no tamanho de grão
médio (ASHBROOK e MARDER, 1985).
ASHBROOK e MARDER (1985) constataram que o grau de deformação é a variável que
vai controlar o tamanho de grão final e a cinética do processo. Pode-se notar no gráfico acima
que, depois de completada a recristalização não ocorre mais crescimento de grão.
Segundo as leis da recristalização primária (BURKE e TURNBULL, 1952), quanto maior
a deformação, menor o tamanho de grão final, pois uma maior energia armazenada na
deformação proporciona um maior número de núcleos de recristalização, conseqüentemente
maior é o número de grãos recristalizados e menor o tamanho de grão final.
A FIG. 2.22 indica a forte influência da deformação em relação ao tamanho de grão após
recozimento final de aços efervescentes.
65
FIG. 2.22 Efeito do grau de deformação no tamanho de grão de aços efervescentes após
recozimentos a 600 e 760°C (LANDGRAF e FERREIRA, 1996).
Conforme FIG. 2.22 as amostras com 0% de deformação não mostraram nenhuma
variação do tamanho de grão nas duas temperaturas, o que era esperado, pois sem passe de
encruamento não há força motriz para se realizar a recristalização.
2.5.3.4 INFLUÊNCIA DO CRESCIMENTO DE GRÃO NA TEXTURA DE
RECRISTALIZAÇÃO
O crescimento de grão pode ser definido como um processo envolvendo a migração de
contornos de grão quando a força motriz para a migração é somente a redução da área total de
contornos de grão, sendo a presença de partículas nos materiais um fator que altera a
migração desses contornos durante o crescimento. Este crescimento de grão pode alterar a
textura de recristalização, pois algumas orientações são favorecidas durante esse processo.
CUNHA e PAOLINELLI (2002a) mostraram o acentuado crescimento de grão do aço
com 2%Si, com 75% de redução de área na laminação a frio, após 35 segundos de
recozimento contínuo em temperaturas variando de 700 a 1000
o
C, conforme FIG. 2.23.
66
FIG. 2.23 Efeito da temperatura de recozimento no tamanho de grão final do aço com 2%Si
(CUNHA e PAOLINELLI, 2002a).
A FIG. 2.24 mostra a evolução das intensidades dos planos {111}, {110} e {100} com a
temperatura de recozimento, indicando as temperaturas onde ocorre apenas recristalização e
onde ocorre também crescimento de grão. Nota-se que o crescimento de grão acarreta o
fortalecimento das componentes {111} e redução de {110} e {100} (HUTCHINSON, 1984;
HUMPHREYS e HATHERLY, 1996) o que leva a uma diminuição da permeabilidade
magnética.
FIG. 2.24 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).
67
2.5.3.5 CRESCIMENTO ANORMAL DOS GRÃOS OU RECRISTALIZAÇÃO
SECUNDÁRIA
Nas etapas intermediárias do recozimento encontram-se grãos grosseiros consumindo os
pequenos da matriz, conforme mostra a FIG. 2.25. Há quem chame esse fenômeno de
"crescimento de grão", pois afinal, o grão é pequeno no início e grande no final (CASTRO e
OLIVEIRA, 2001). Há quem chame de "crescimento anormal de grãos" ou "Recristalização
secundária" (CHEONG ET AL., 2003; ASHBROOK e MARDER, 1985), pois a
microestrutura intermediária apresenta grãos grosseiros crescendo sobre grãos pequenos. Há
quem chame de crescimento anormal induzido por deformação, reconhecendo a importância
da deformação prévia (RANDLE, 1993).
FIG. 2.25 Microestrutura de material com 2% de deformação, recozido a 755° C por 260
minutos, mostrando estrutura bimodal (ANTONIONE ET AL., 1973). Aumento 65x.
Os diferentes processos de recristalização e crescimento de grão são classificados
conforme o potencial termodinâmico ("driving-force") que origina o processo (PADILHA e
SICILIANO, 1996). Se o potencial é a energia armazenada na deformação, o mecanismo é
denominado recristalização primária. Se o potencial é a diminuição de energia de superfície,
existem duas diferentes denominações, conforme a distribuição de tamanhos de grão durante
o crescimento normal de grão (distribuição normal de tamanhos de grão) ou crescimento
anormal de grão (distribuição bimodal de tamanhos de grão), sendo este último também
chamado de recristalização secundária.
Nos baixos graus de deformação o mecanismo de migração de contornos de grão
induzido por deformação ou "SIBM" (“Strain-Induced Grain-Boundary Migration”) deve ter
preponderância. O baixo grau de deformação tem maior influência nos grãos de alto fator de
68
Taylor, que seriam consumidos pelos grãos com menor fator de Taylor (orientações com
menor energia armazenada durante a deformação).
O crescimento anormal de grão, também conhecido como recristalização secundária, é
um desvio do crescimento normal que ocorre quando a microestrutura se torna instável e o
crescimento se restringe a um pequeno número de grãos. No restante da matriz os grãos
permanecem inalterados até que sejam consumidos pelos grãos com crescimento normal.
Na recristalização secundária, já comentado anteriormente, o potencial termodinâmico
(“driving force”), é a redução de energia de superfície. Esse fenômeno é raro nos aços
elétricos de grão não-orientado, mas é o fenômeno principal de geração da forte textura Goss
nos aços elétricos de grão orientado.
O crescimento anormal ocorre de maneira heterogênea e a distribuição de tamanhos de
grão pode tornar-se bimodal até que os grãos anormais consumam a matriz.
Uma das formas de obter texturas particulares através de recristalização secundária é a
forte interferência da interface metal-atmosfera, quando o grão tem tamanho próximo ao da
espessura da chapa. Na estrutura CCC, a menor energia de superfície γ segue a relação
γ
{110}
<γ
{100}
<γ
{111}
. Entretanto, pequenas contaminações fazem a energia de superfície γ
decrescer para todos os planos, porém de maneira desigual. Controlando o tipo de
contaminação, por meio da atmosfera usada durante a recristalização, é possível alterar a
relação acima para γ
{100}
<γ
{110}
.
69
2.6 CONSIDERAÇÕES FINAIS E OBJETIVO DO TRABALHO
Merece destaque a multidisciplinaridade da área de “Materiais Magnéticos” que para o
entendimento dos diversos fenômenos existentes necessita de conhecimentos de diversas
áreas como: Engenharia de Materiais, Metalúrgica, Elétrica, Mecânica, Química e a própria
Física. Em outras palavras, os problemas que surgem na área de “Materiais Magnéticos”
exigem, para sua compreensão, conceitos de todas essas especialidades.
Neste trabalho, tendo em vista a revisão bibliográfica apresentada, é proposto estudar a
otimização das propriedades magnéticas de um aço elétrico do tipo grão não orientado com
3%Si, sendo sua aplicação precípua em motores elétricos. Para este fim será adicionado ao
aço elétrico, de composição química convencional, Mn e Al e será realizado um recozimento
da BQ antes da laminação a frio que objetiva tornar o grão grosseiro nessa fase de
processamento (BQ). Conforme a literatura, isto possibilitará o desenvolvimento de uma
textura favorável às propriedades magnéticas devido ao surgimento de maior quantidade de
grãos com orientação Goss nucleados nas bandas de deformação do laminado a frio.
A avaliação dos resultados será feita com análises nas mudanças microestruturais e da
textura cristalográfica através do uso de microscopia óptica e difração de raios x
respectivamente. Toda essa avaliação será feita ao longo do processamento termomecânico do
aço elétrico estudado tendo como base de referência a literatura científica dos aços elétricos.
Serão ainda realizadas medidas das propriedades magnéticas do produto final para fins de
verificação da correlação das variáveis estudadas com essas propriedades.
70
3 MATERIAIS E MÉTODOS
3.1 MATERIAL
Os materiais utilizados neste trabalho foram três placas de aços baixo carbono com silício
em torno de 3% e diferentes teores de Al e Mn. Esses aços foram fornecidos pela ACESITA
S.A. no estado de lingote forjado em forma de placas de 40mm de espessura, 200mm de
comprimento e 137mm de largura. As composições químicas desses aços estão relacionadas
na TAB. 3.1.
TAB. 3.1 Composições Químicas dos Aços (% em peso).
Identificação
C Si Mn Cr Ni Mo Al P S N
5967 0,004
3,25 0,05 0,07 0,04 <0,01
0,51 0,011
0,004 0,0015
5975 0,005
3,2 0,04 0,06 0,05 <0,01
1,06
0,011
0,0038
0,001
5970 0,006
3,18
0,54
0,07 0,04 <0,01
0,58 0,012
0,005 0,0014
3.2 NOMENCLATURA
A nomenclatura adotada para o controle de amostras é composta de um código formado
por letras e números. As letras indicam a composição química (A, B e C) e o processo
termomecânico (LQ, R, LF, RF, L) e os números indicam a temperatura de acabamento do
processo de laminação a quente (2, 3 e 4), sendo o número de passes diferenciado somente no
número “4”. A TAB. 3.2 resume a nomenclatura das amostras adotada neste trabalho.
71
TAB. 3.2 Nomenclatura das Amostras.
A Placa 5967, composição de referência
B Placa 5975, composição com adição de Al
C Placa 5970, composição com adição de Mn
LQ Laminação a quente
R
Bobina a quente com laminação de encruamento de 10% e
recozimento a 800
o
C
LF Laminação a frio de 75%
RF Recozimento final a 1000
o
C após laminação a frio
L
A letra L no início da nomenclatura se refere às amostras sem
laminação de encruamento e sem recozimento da BQ
2
Laminação a quente com temperatura de acabamento de 910
o
C –
940
o
C, 5 passes, 87,5% de redução total
3
Laminação a quente com temperatura de acabamento de 810
o
C, 5
passes, 87,5% de redução total
4
Laminação a quente com temperatura de acabamento de 740
o
C, 6
passes, 90,0% de redução total.
Para facilitar o entendimento do uso da nomenclatura nas amostras serão apresentados
alguns exemplos:
Amostra de composição A no estado de laminado a quente com temperatura de acabamento
de 910
o
C – A2LQ;
Amostra de composição C no estado de laminado a frio com temperatura de acabamento de
740
o
C com 6 passes de laminação – C4LF;
Amostra de composição B no estado de recozido final com temperatura de acabamento de
810
o
C – B3RF;
Amostra de composição A no estágio de recozido final sem recozimento da BQ com
temperatura de acabamento de 910
o
C – LA2RF.
72
3.3 TRATAMENTOS TERMOMECÂNICOS
De cada uma das placas lingotadas fornecidas pela ACESITA, foram cortados, com
utilização de serra automática e plaina para ajuste de medida, 4 corpos de prova com
dimensões de 60x40x40mm, resultando um total de 12 CP’s. Posteriormente, esses CP’s
foram submetidos aos seguintes processos termomecânicos indicados no esquema
apresentado na FIG. 3.1.
FIG. 3.1 Etapas dos processos termomecânicos.
Laminação a quente
1150
0
C
Lingote
Amostras
Laminado a frio
Recozimento
1000
0
C / 30s
Laminação de
Encruamento (ε = 0,1)
Recozimento
800
0
C / 3hs
S
em laminação de
Encruamento
Amostras Finais
Bobinamento a quente 700
0
C
Laminação a frio
(75% de redução ou ε = 1,39)
Amostras do
Laminado a Quente
Amostras
BQ recozida
73
3.3.1 LAMINAÇÃO A QUENTE
Para a realização da laminação a quente, foram usinados chanfros nos corpos de prova
com o objetivo de facilitar a entrada deste, principalmente, no 1
o
passe da laminação o que era
operacionalmente difícil devido à combinação da grande espessura inicial (40mm) com a
redução de cerca de 30%. Além do chanfro foram usinados furos de 3mm de diâmetro para se
colocar um termopar de controle no centro dos CP’s conforme indica o esboço da FIG. 3.2.
FIG. 3.2 Corpo de prova para laminação a quente.
3.3.1.1 PROCESSO DA LAMINAÇÃO A QUENTE
Os corpos de prova foram inicialmente reaquecidos a uma temperatura de 1150
o
C por 20
min, sendo que após os primeiros 10min as amostras foram retiradas do forno e levadas ao
laminador para ajuste do chanfro, posteriormente estas retornaram ao forno onde
permaneceram por mais 10 min. Esse procedimento se mostrou necessário devido às
desigualdades no chanfro que fazia travar os CP’s no laminador no momento que o cilindro
puxava os mesmos no início da laminação.
Após o reaquecimento foram feitos 5 passes de laminação onde os CP’s saíam de uma
espessura de cerca de 40mm para 5mm. A temperatura de cada passe foi monitorada
utilizando-se um termopar do tipo K introduzido no furo indicado na FIG. 3.2. Este termopar
era conectado a um computador onde rodava um programa que armazenava as temperaturas
74
em tempo real de cada passe, o que possibilitava a geração de gráficos de temperatura x
tempo para cada corpo de prova.
Com o objetivo de se avaliar a influência da temperatura de acabamento da laminação a
quente na textura final e nas propriedades magnéticas foram utilizadas três condições de LQ.
Sendo uma com temperatura alta de acabamento de aproximadamente 910
o
C, outra com
temperatura de 810
o
C e a última com 750
o
C, esta acrescida com mais um passe de laminação
gerando uma maior redução total.
Para cada condição citada a cima utilizou-se a seguinte nomenclatura:
condição 2 – temperatura de acabamento de 910
o
C;
condição 3 - temperatura de acabamento de 810
o
C;
condição 4 - temperatura de acabamento de 750
o
C acrescida com mais um passe de
laminação.
Bobinamento a Quente
Após a laminação de cada corpo de prova, com o intuito de simular o bobinamento a
quente, os corpos de prova foram colocados no forno a 700
o
C imediatamente após o último
passe de laminação por um período de 1 hora e depois colocados em outro forno a 500
o
C para
serem resfriados lentamente dentro do forno que seria desligado após as laminações terem
sido todas concluídas. A FIG. 3.3 apresenta o esquema do processamento da laminação a
quente e simulação do bobinamento a quente.
FIG. 3.3 Esquema de processamento da laminação a quente e simulação do bobinamento a
quente.
75
3.3.1.2 PREPARAÇÃO DOS CORPOS DE PROVA DAS CHAPAS LAMINADAS A
QUENTE
Antes de se cortar os corpos de prova das chapas laminadas a quente, foram retiradas as
partes chanfradas e as bordas do material bobinado. Foram cortados um total de 9 (nove) cp’s
para serem utilizados como corpos de prova do laminado a quente, cuja nomenclatura é LQ.
Como as espessuras das chapas a quente ficaram maiores do que se almejava em relação
às comumentes observadas nessa fase do processamento para os aços comerciais, essas foram
usinadas com a utilização de fresa tipo topo para ajuste das espessuras. O motivo dessa
usinagem é porque com as espessuras muito grandes na LQ, haveria a necessidade de se
aumentar a redução da laminação a frio para se obter a espessura final de 0,5mm. Sendo essa
redução uma variável fixa para este trabalho e que exerce influência na microestrutura final e
por sua vez nas propriedades magnéticas a usinagem se torna uma solução adequada. Na
TAB. 3.3 pode-se observar as espessuras de cada amostra antes e depois da usinagem.
TAB. 3.3 Redução das espessuras das LQ’s por usinagem.
ANTES DEPOIS
A2LQ 5,5 mm 3,6 mm
A3LQ 5,8 mm 4,0 mm
A4LQ 4,1 mm 2,3 mm
B2LQ 5,5 mm 4,3 mm
B3LQ 6,3 mm 3,8 mm
B4LQ 4,1 mm 3,7 mm
C2LQ 5,1 mm 2,7 mm
C3LQ 6,3 mm 3,8 mm
C4LQ 4,1 mm 3,9 mm
76
3.3.2 TRATAMENTO PARA AUMENTO DE TAMANHO DE GRÃO
Com o objetivo de obter amostras com tamanhos de grão grosseiro na BQ, algumas
chapas passaram por laminação de encruamento com cerca de 10% seguida de recozimento a
800
o
C por 3 horas. Foi utilizado um forno de atmosfera controlada de argônio para se
amenizar a oxidação durante o tratamento térmico. Após as três horas de tratamento, o forno
foi desligado para o resfriamento lento das chapas até a temperatura ambiente. Na TAB. 3.4
estão relacionadas as espessuras antes e depois da laminação de encruamento.
TAB. 3.4 Espessuras antes e depois da laminação de encruamento.
ANTES DEPOIS
A2LQ 3,6 mm 3,3 mm
A3LQ 4,0 mm 3,6 mm
A4LQ 2,3 mm 2,05 mm
B2LQ 4,3 mm 3,8 mm
B3LQ 3,8 mm 3,5 mm
B4LQ 3,7 mm 3,4 mm
C2LQ 2,7 mm 2,4 mm
C3LQ 3,8 mm 3,5 mm
C4LQ 3,9 mm 3,5 mm
Depois desse tratamento para crescimento de grão da BQ a nomenclatura dessas amostras
passava a ter a letra R ao invés de LQ.
77
3.3.3 LAMINAÇÃO A FRIO
Para a fase de processamento da laminação a frio foram utilizadas 12 amostras dentre elas
9 (nove) oriundas do estado de BQ recozida e 3 (três) do laminado a quente. A laminação a
frio foi realizada no IME em um laminador FENN de rotação reversível onde a redução total
foi de 75% em seis passes de 20% cada um. O plano de laminação a frio que contém as
espessuras para cada passe é apresentado pela TAB. 3.5.
TAB. 3.5 Planejamento da Laminação a frio com 75% de redução total.
Amostras
Espessuras
iniciais
Passe 1
(espessura)
Passe 2
(espessura)
Passe 3
(espessura)
Passe 4
(espessura)
Passe 5
(espessura)
Passe 6
(espessura)
L.F. - 75%
(espessura)
C2LF 2,40 1,92 1,54 1,23 0,98 0,79 0,63 0,60
A2LF 3,30 2,64 2,11 1,69 1,35 1,08 0,87 0,83
B2LF 3,87 3,10 2,48 1,98 1,59 1,27 1,01 0,97
A3LF 3,60 2,88 2,30 1,84 1,47 1,18 0,94 0,90
C3LF 3,50 2,80 2,24 1,79 1,43 1,15 0,92 0,88
A4LF 2,05 1,64 1,31 1,05 0,84 0,67 0,54 0,51
B3LF 3,50 2,80 2,24 1,79 1,43 1,15 0,92 0,88
B4LF 3,40 2,72 2,18 1,74 1,39 1,11 0,89 0,85
C4LF 3,50 2,80 2,24 1,79 1,43 1,15 0,92 0,88
LA4LF 3,80 3,04 2,43 1,95 1,56 1,25 1,00 0,95
LB4LF 3,80 3,04 2,43 1,95 1,56 1,25 1,00 0,95
LC4LF 4,05 3,24 2,59 2,07 1,66 1,33 1,06 1,01
3.3.4 RECOZIMENTO FINAL
O recozimento foi realizado em um forno de caixa a uma temperatura de 1000
o
C com 30s
de encharque. Após esse tempo as chapas eram retiradas do forno e resfriadas ao ar.
Antes de ser realizado o recozimento nas amostras para se ajustar o tempo de
recozimento para cada espessura, alguns ensaios foram realizados com chapas de espessuras
similares as do trabalho em pauta (0,5; 0,7 e 1 mm). Sendo assim foram obtidas curvas para
cada uma dessas espessuras de onde extraiu-se o tempo necessário para seu aquecimento até
1000
o
C (TAB. 3.6).
Para essa fase de processamento utilizou-se um total de 12 (doze) amostras, associando-
se a elas a nomenclatura “RF”.
78
TAB. 3.6 Tempo de aquecimento a 1000
o
C das espessuras(0,5; 0,7 e 1mm).
3.4 PREPARAÇÃO DAS AMOSTRAS
As amostras foram caracterizadas por três técnicas principais: análise metalográfica por
microscopia óptica; análise de textura cristalográfica por difração de raios-x e teste de
propriedades magnéticas. A preparação dos corpos de prova para cada uma dessas análises
será detalhada na próxima seção.
3.4.1 PREPARAÇÃO DAS AMOSTRAS PARA MICROSCOPIA ÓPTICA
As amostras todas para microscopia óptica foram cortadas em uma máquina universal
para corte de corpos de prova modelo Discoton com discos abrasivos de diâmetro de 20cm. O
disco de corte utilizado neste equipamento foi o Arotec AA-3.
Todas as amostras foram preparadas para serem observadas sempre na seção longitudinal
sendo o maior comprimento a direção de laminação.
Após o corte as amostras foram embutidas e em seguida lixadas (na sequência de lixas
180, 220, 400, 600 e 1200 mesh) ,utilizando lixadeira ilustrada na FIG. 3.5a.
Todas as amostras retiradas dos aços na etapa de recozimento final, cuja nomenclatura é
“RF”, foram embutidas algumas e outras, para reduzir o tempo de preparação, foram
montadas em sanduíche com tiras de níquel intercaladas e contidas por dois batentes de aço
mais espessos, como indicado na FIG. 3.4.
CHAPAS TEMPO
0,5 mm 1’ 20”
0,7 mm 1’ 38”
1 mm 2’ 00”
79
FIG. 3.4 Montagem das amostras nas direções DL para observação.
Depois da realização da montagem, cada grupo foi prensado em uma prensa de 2
toneladas, utilizando uma tensão de 250 kgf/cm
2
, insuficiente para causar deformação plástica
no material, mas capaz de efetuar ajuste mecânico. Após a prensagem, as peças montadas
foram cortadas nas dimensões desejadas, utilizando-se o Discoton. Todas as montagens foram
calafetadas em cera de abelha com objetivo de retirar os vazios e evitar a penetração de água
entre as amostras. Esta técnica de montagem foi desenvolvida pela ACESITA e visa o
aumento de produtividade, visto que permite a preparação simultânea de mais de uma
amostra.
Utilizando a montagem citada anteriormente, com a montagem 1 foram preparadas 4
amostras, com a montagem 2 foram 5 e por fim outras 3 amostras foram embutidas juntas em
baquelite tradicional. A TAB. 3.7 apresenta os esquemas das montagens e embutimento.
TAB. 3.7 Esquema de montagem e embutimento das amostras do recozimento final.
Montagem 1 Montagem 2 Embutimento
A3RF LA4RF B2RF
C3RF LB4RF B4RF
B3RF LC4RF C4RF
C2RF A2RF
A4RF
Obs: a nomenclatura com (L) indica as amostras que não passaram pelo recozimento da
bobina a quente. Estas foram diretamente da laminação a quente para a laminação frio e,
80
posteriormente, sofreram um tratamento de recozimento final. Essas amostras serão
utilizadas para fim de avaliação da influência do crescimento de grão inicial na textura final
e nas propriedades magnéticas desses materiais.
Após o lixamento, foram realizados polimentos com pastas de diamante de
granulometrias 9, 3 e 1µm utilizando-se a politriz mostrada na FIG. 3.5b. Posterior ao
polimento, realizou-se lavagem das amostras com álcool e depois um ataque químico com
Nital 5% por aproximadamente 10s para revelar a microestrutura.
Obs: Deve-se utilizar os panos da marca Struers (tipo - DP/NAP) para o polimento, pois
outro pano utilizado, não produziu bons resultados.
a) b)
FIG. 3.5 Lixadeira e Politriz utilizadas para: (a) lixamento e (b) polimento.
3.4.2 PREPARAÇÃO DAS AMOSTRAS PARA ANÁLISE DE TEXTURA
As amostras para análise de textura possuem dimensão de 50x30x3,5mm em média para
as do laminado a quente e 50x30x0,94mm para as de recozimento final. A preparação delas
envolveu lixamento na seção superficial (50x30 mm) sendo a direção de laminação alinhada a
dimensão de 30mm.
Para o lixamento foi usada a seguinte sequência de lixas: 120, 220, 320, 500, 800. O
lixamento foi realizado até o centro da peça, ou seja, até a metade da espessura original.
Posteriormente, foi feito um polimento químico para retirada das marcas da última lixa,
utilizando-se uma solução de 95% de peróxido de oxigênio (H
2
O
2
) + 5%HF por 10s
aproximadamente. Após esse polimento, lavou-se a amostra com álcool e em seguida secou-
81
se com jato de ar. O próximo passo foi um novo polimento químico com Nital 5% por 5s para
revelar a microestrutura seguido de lavagem com álcool e secagem com ar quente.
Obs: Não houve necessidade de lixar as amostras do recozido a 800
o
C até o centro de sua
espessura, pois estas estavam usinadas naquela dimensão. Abaixo tem-se a TAB. 3.8 com a
relação de espessura antes e depois da usinagem das amostras do recozido a 800
o
C.
TAB. 3.8 Espessuras antes e depois da usinagem das amostras “RL”.
ANTES DEPOIS
A2RL 3,3 mm 1,6 mm
A3 RL 3,6 mm 1,6 mm
A4 RL 2,05 mm 1,3 mm
B2 RL 3,87 mm 1,9 mm
B3 RL 3,5 mm 1,7 mm
B4 RL 3,4 mm 1,5 mm
C2 RL 2,4 mm 1,2 mm
C3 RL 3,5 mm 1,3 mm
C4 RL 3,5 mm 1,7 mm
3.4.3 PREPARAÇÃO DAS AMOSTRAS PARA TESTE DE PROPRIEDADES
MAGNÉTICAS
Para o teste de propriedade magnética, foram utilizadas somente três amostras devido à
falta de material (B2RF, B4RF e C4RF). A dimensão dessas amostras foi de 30x100mm com
espessura média de 0,92mm.
Antes de se realizar o teste, foi utilizado o processo de decapagem para retirada da
camada de óxido resultante do recozimento final. Primeiramente, uma solução de 20% HCl e
80% de água destilada por 15min foi utilizada e depois uma solução de 5% HF e 95% H
2
O
2
por 3min conforme a FIG. 3.6 ilustra.
82
FIG. 3.6 Decapagem das placas para teste de propriedades magnéticas.
3.5 METALOGRAFIA QUANTITATIVA
Depois de preparadas, as amostras foram analisadas no microscópio óptico “Leica”
modelo DMRM (FIG. 3.7), onde se utilizou 110 vezes como maior aumento, a fim de obter
fotomicrografias da microestrutura e determinar o tamanho de grão médio, utilizando o
método dos três círculos concêntricos e o método do intercepto de Heyn. Para cada amostra
foram tirados três campos para as medições de tamanho de grão calculando-se a média entre
elas.
FIG. 3.7 Analisador de imagem da “Leica”.
83
3.6 MEDIÇÃO DA TEXTURA CRISTALOGRÁFICA
As amostras coletadas para medição de textura são oriundas das seguintes etapas de
processamento termomecânico: laminação a quente, bobina a quente com recozimento para
crescimento de grão e recozimento final após laminação a frio.
Para a medição da textura cristalográfica utilizou-se um difratômetro Philips modelo
X’Pert XRD com feixes paralelos e tubo de cobalto, instalado no Centro de Pesquisas da
ACESITA.
Os dados foram coletados utilizando uma geometria de feixe paralelo (foco pontual).
Utilizou-se uma amostra padrão sem textura para a correção da variação de intensidade com
psi. Como descrito anteriormente, a.radiação utilizada foi a de Co (λ = 1,79 A), com
monocromador no feixe difratado. O feixe incidente apresentava seção quadrada de 1,2mm x
1,2mm.
Utilizou-se o método de reflexão de Schultz, no qual a amostra percorre uma trajetória
espiral definida pelos ângulos de latitude-α e longitude-β, FIG. 3.8. O goniômetro da câmara
de textura gira de 5 em 5 graus variando o ângulo α de 0° a 80°, sendo que para cada posição
do goniômetro o porta amostra também varia de 5 em 5 graus.
FIG. 3.8 Posicionamento e movimentos da amostra na câmara de textura do aparelho de
raios-X, para obtenção da figura de pólo.
Foram realizadas medições das figuras de pólos para as famílias {110}, {200}, {211},
sendo os cálculos feitos pelo programa MTM-FHM, versão 2. Este programa foi desenvolvido
84
pelo professor Van Houtte, que utiliza figuras de pólo incompletas e calcula a FDOC pelo
método de expansão em séries, utilizando a notação de Bunge. As frações volumétricas foram
calculadas num raio de 15
o
em torno das orientações ideais.
3.6.1 FUNÇÃO DISTRIBUIÇÃO DE ORIENTAÇÕES CRISTALINAS
A descrição da textura com auxílio de figuras de pólo diretas é muito útil, mas as
informações que elas contêm são incompletas e semi-quantitativas já que representam apenas
a informação sobre um plano {hkl} difratado pelo material. Uma descrição mais completa da
textura deve incluir informação sobre a distribuição das orientações dos cristais dadas. Isto
pode ser obtido com auxílio da Função de Distribuição de Orientações Cristalinas (FDOC).
A FDOC especifica a freqüência de ocorrência de (ou probabilidade de encontrar)
determinadas orientações {hkl}<uvw> em uma amostra do material. Esta probabilidade,
numa amostra sem textura, é igual à unidade. Probabilidades superiores ou inferiores a
unidade denotam presença de orientações preferenciais ou textura cristalográfica. A
orientação de um cristal é, neste caso, definida por três ângulos de Euler, os quais constituem
três rotações consecutivas que, aplicadas aos eixos [100], [010] e [001] da célula cristalina do
cristal, torna-os coincidentes com os eixos DL, DT e DN, respectivamente, da chapa ou da
amostra do material (FIG. 3.9).
FIG. 3.9 Chapa com orientação dos cristais ao acaso (sem textura).
A notação mais usada para os ângulos de Euler foi proposta por Bunge, utilizando os
ângulos ϕ
1
, Φ e ϕ
2
(FIG. 3.10).
85
FIG. 3.10 Ângulos de Euler (ϕ
1
, Φ, ϕ
2
) usados na notação de Bunge.
As orientações podem ser representadas por meio de uma matriz de cossenos diretores
que envolvem os três ângulos de Euler. De acordo com a notação de Bunge, a matriz de
orientação é obtida pela multiplicação sucessiva das três matrizes das rotações
individuais :
Quando esta matriz é representada por índices de Miller, ela pode ser escrita na forma
seguinte:
onde os fatores de normalização são e . Assim,
podem-se relacionar os índices de Miller (hkl) [uvw], os quais fixam a orientação cristalina,
com os ângulos de Euler, (ϕ
1
, Φ, ϕ
2
), através das terceiras e primeiras colunas das matrizes,
correspondentemente. Observa-se que os índices do plano {hkl} dependem somente dos
ângulos Φ e ϕ
2
enquanto que a direção <uvw> é função dos três ângulos. É comum
utilizarem-se os ângulos (ϕ
1
, Φ, ϕ
2
) no intervalo de 0 a π/2 radiano. Isto permite a construção
( )( )
−
−
−
=
m
l
mn
kuhv
n
w
m
k
mn
hwlu
n
v
m
h
mn
lvkw
n
u
wvulkhg
( )
−−−−
+−
=
φφϕφϕ
φϕφϕϕϕϕφϕϕϕϕ
φϕφϕϕϕϕφϕϕϕϕ
ϕφϕ
coscos
coscoscoscoscoscoscos
coscoscoscoscoscos
11
221212121
221212121
21
sensensen
sensensensensen
sensensensensensen
g
123
gggg ⋅⋅=
(
)
21
ϕφϕgg =
222
lkhm ++=
222
wvun ++=
86
de gráficos em seções de ϕ
2
= constante, onde os planos {hkl} e as direções <uvw> que
pertencem a estes planos estão representados. Os planos são representados por linhas retas e
as direções por pontos sobre as linhas conforme observado na FIG. 3.11.
(a) (b)
FIG. 3.11 (a) Espaço de orientações de Bunge ; (b) Seção de ϕ
2
= 45
o
onde são mostradas as
fibras DL e DN.
A FIG. 3.11b mostra as orientações {hkl}<uvw> que, para chapas laminadas de materiais
do sistema cúbico, pertencem às fibras DL e DN. A seção de ϕ
2
= 45
o
contém, para o sistema
cúbico, todas as orientações de interesse.
A FDOC é definida como a fração volumétrica de grãos com orientação g = g(ϕ
1
, Φ, ϕ
2
),
do seguinte modo:
EQ. 3.1
onde:
EQ. 3.2
é um elemento de volume no espaço de Euler.
dgfdggf
V
dV
).
2
,,
1
().( ϕϕ Φ==
21
2
...
1
8
ϕϕ
π
dddsendg ΦΦ=
87
A função f(g) = f(ϕ
1
, Φ, ϕ
2
) é normalmente representada por uma série de harmônicos
esféricos, , cujos coeficientes, C
λνµ
, no caso de Bunge, descrevem a textura do material.
EQ. 3.3
A FDOC não pode ser medida diretamente por difração de raios X. Contudo, seus
coeficientes podem ser calculados a partir dos coeficientes das figuras de pólo diretas pela
relação (Teorema de Legendre) da EQ. 3.4:
EQ. 3.4
A EQ. 3.4 é um sistema de tantas equações quantos são os coeficientes das figuras de
pólos. Na realidade, para cada ordem L
max
escolhida para expandir a série da EQ. 3.3, há um
número mínimo de figuras de pólos diretas que deve ser usado para resolver o sistema de
equações representado pela EQ. 3.4, cujas incógnitas são os coeficientes C. Para o sistema
cúbico e uma expansão de L = 22 bastam 3 figuras de pólos diretas. Neste trabalho foi
utilizado L
máx.
= 20.
A função de distribuição de orientações f(g) é normalmente representada sobre seções de
ϕ
2
= constante, com curvas de nível de isovalor para serem interpretadas pelos ábacos (seções
retas do espaço de Euler) acima descritos. A FIG. 3.12 mostra ábacos para ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
.
FIG. 3.12 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].
T
L
µυ
( ) ( )
(
)
(
)
∑ ∑ ∑
= = =
=
α
µ
µµ
ϕφϕϕφϕ
0 1 1
2121
,,TC,,f
l
lM lN
v
v
l
v
l
&&
(
)
( )
ηξ
π
µ
µ
µνν
,C
12
4
F
1
∗
=
∑
+
=
l
lM
ll
k
l
&
88
Para o sistema cúbico, as principais orientações aparecem mais de uma vez no intervalo
angular usado, i.e., 0
o
a 90
o
. Em particular, a seção de ϕ
2
= 45
o
concentra essas orientações
principais obtendo-se uma boa visualização da textura de qualquer aço. Para os aços elétricos
GNO também é conveniente utilizar o ábaco de ϕ
2
= 0
o
, pois contém a fibra η referente à
direção [100]. A FIG. 3.13a mostra regiões chamadas “fibras”. A fibra DL ou fibra a é
formada pelas orientações do tipo (hkl)[110], ou seja, têm a direção [110] paralela à direção
DL. A fibra DN ou fibra γ contém as orientações (111)[uvw], ou seja, aquelas com o plano
(111) paralelo ao plano da chapa. Na Figura FIG. 3.13b, vê-se a nomenclatura utilizada para
algumas das principais orientações observadas nos materiais cúbicos.
(a) (b)
FIG. 3.13 (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.
Com o objetivo de se determinar facilmente as componentes de textura foi utilizado um
programa, que através dos ângulos de Euler se obtinha as componentes de textura. Este
programa se chama EULMIL que foi criado pelo “GTC” (Grupo de Textura e Cristalografia
do IME).
89
3.7 MEDIÇÃO DAS PROPRIEDADES MAGNÉTICAS
Para a medição das propriedades magnéticas (perdas, permeabilidade magnética e
polarização magnética) utilizou-se o equipamento medidor Brokhauss e o software MPG
X’Pert for Windows versão 1.9 do centro de pesquisa da ACESITA, onde somente as
amostras C4RF, B2RF e B4RF foram utilizadas para tal objetivo.
As medições foram feitas, em tiras de 95x30,5mm e espessura média de 0,93 mm, na
direção de laminação em quadro de chapa única extraindo-se as seguintes propriedades
magnéticas: polarização magnética a 5000 A/m em 60Hz (J
50
), perda magnética total (P
15/60
) e
permeabilidade magnética relativa (µ
r15/60
) a 1,5T de indução e 60Hz de freqüência.
3.7.1 CORREÇÃO DA PERDA MAGNÉTICA TOTAL PARA ESPESSURA DE 0,5MM
No geral, as chapas de aço elétrico, utilizadas em motores, apresentam espessura de
0,5mm devido às perdas magnéticas serem muito sensíveis à espessura da chapa onde a
componente parasítica é a mais influenciada.
Como as perdas totais ficaram muito altas devido às espessuras das amostras estarem
acima (0,93mm - média) do normalmente utilizado em motores elétricos (0,5mm), foi
utilizada a equação clássica para cálculo de perdas parasíticas EQ. 2.2, citada na seção 2.2.2.1,
com o intuito de corrigir a medida de perda para a espessura de 0,5mm. A seguir é
apresentada novamente a equação para o cálculo das perdas parasíticas.
onde:
P
p
, perdas parasíticas, (W/Kg);
B, indução magnética máxima do ensaio, em T;
e, espessura da lâmina, em mm;
f, freqüência de ensaio, em Hz;
ρ, resistividade elétrica , em µΩm (=10
-2
µΩcm);
d, densidade , em kg/m
3
(= 10
3
g/cm
3
).
(
)
ρ
π
**6
***
2
d
efB
P
p
=
90
obs: esta equação pressupõe: completa penetração de fluxo, indução B uniforme no
interior da amostra, permeabilidade constante e indução senoidal no secundário.
Para se corrigir as perdas totais foram calculadas as perdas parasíticas para cada amostra
nas duas espessuras (real e 0,5mm). Em seguida calculou-se a diferença desses resultados de
perdas e com essa diferença subtraiu-se da perda total medida, tendo como resultado final a
perda total para a espessura de 0,5mm.
91
4 RESULTADOS EXPERIMENTAIS
Neste capítulo, são apresentados resultados de análise metalográfica por microscopia
óptica, metalografia quantitativa, teste de medidas magnéticas e análise de textura
cristalográfica por difração de raios-x.
4.1 ANÁLISE METALOGRÁFICA
Para esta análise é apresentada em primeiro lugar a metalografia quantitativa onde através
de fotomicrografias foram calculados os tamanhos de grão médios das amostras que
apresentavam microestrutura totalmente recristalizadas (BQ recozida e amostras do
recozimento final), em segundo as fotomicrografias da seção longitudinal de cada amostra
revelando a evolução da microestrutura ao longo dos processos termomecânicos onde serão
descritas as principais orientações que apareceram em cada etapa de processamento.
4.1.1 METALOGRAFIA QUANTITATIVA
Como já mencionado na seção 3.5, para a avaliação de tamanho médio de grão das
amostras foram utilizados os métodos dos três círculos concêntricos, para materiais com
menores tamanho de grão após recozimento final, ou do intercepto de Heyn, para tamanhos de
grãos médios e grosseiros, sendo que apenas as seções longitudinais das mesmas foram
analisadas.
Os tamanhos de grão foram avaliados somente para os materiais totalmente
recristalizados (BQ recozida e recozimento final). Na TAB. 4.1 são apresentados todos os
resultados de tamanho de grão.
92
TAB. 4.1 Valores de tamanho de grão das amostras da bobina a quente recozida e do
recozimento final.
* por problemas experimentais estas amostras não puderam ter o erro calculado
Analisando a TAB. 4.1 percebe-se que no estágio de bobina quente recozida com a
diminuição da temperatura de 910
o
C (“2”) para 810
o
C (“3”) houve aumento no tamanho de
grão, não importando a composição química. As amostras com mais um passe de laminação a
quente (“4”), ainda no estágio de BQ recozida, apresentaram menor TG dentro da mesma
composição. Para as amostras de recozimento final o tamanho grão não muda muito com a
variação de temperatura. No caso dos materiais sem tratamento de crescimento de grão da
BQ, após recozimento final, o TG foi semelhante para as amostras LA4RF e LB4RF (56µm).
A amostra LC4RF apresentou TG igual as do recozido final de composição C (84µm).
4.1.2 A EVOLUÇÃO DA MICROESTRUTURA AO LONGO DOS PROCESSOS
TERMOMECÂNICOS
As FIG. 4.1 a FIG. 4.9 são formadas por um conjunto de fotomicrografias que variam de
(a) a (d), apresentando as microestruturas das amostras A2, A3, A4, B2, B3, B4, C2, C3, C4
no estado laminado a quente, figuras (a), após laminação de encruamento e recozimento da
BQ (b), laminação a frio (c) e recozimento final (d). Os aumentos utilizados foram de 20x,
para as figuras (a) e (b), de 110x para (c) e de 40x para (d). Cabe relembrar que as letras
iniciais nas nomenclaturas das amostras referem-se à composição química, sendo “A” a
composição de referência, “B” aços com alto alumínio e “C” alto manganês. Os números
referem-se às temperaturas de acabamento da laminação a quente, onde o n
o
2 é a maior e o 4
a menor. Neste último caso, além de possuir menor temperatura as amostras sofreram um
Material A TG (µm) Material B TG (µm) Material C TG (µm)
A2R 245±0,32 B2R 243* C2R 158±5,73
A3R 275±2,94 B3R 279±9,1 C3R 216*
A4R 95±18,38 B4R 109±4,9 C4R 100±10,97
A2RF 47±2,36 B2RF 62,3±0,19
C2RF 84±7,45
A3RF 46±2,6 B3RF 57±4,79 C3RF 84,6±2,68
A4RF 49,7±1,5 B4RF 68±0,48 C4RF 87,4±2,44
LA4RF 55,6±0,84 LB4RF 57,8±1,39
LC4RF 84±1,76
93
passe adicional de laminação o que provocou maior grau de encruamento em relação aos dois
casos anteriores (amostras 2 e 3).
a) b)
c) d)
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.
DL
DL
DL
100
µ
m
DL
A2LF
94
a) b)
c) d)
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.
DL
DL
DL
100µm
DL
A3LF
95
a) b)
c) d)
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.
Nas amostras de composição química “A” verificou-se que a temperatura de acabamento
influenciou no TG da BQ recozida (FIG. 4.1b e FIG. 4.2b), onde a amostra A2R (TA 910
o
)
adquiriu um TG menor em relação à amostra A3R (TA 810
o
C).
A amostra A4R (FIG. 4.3b) com redução total de 90% em seis passes de laminação a
quente apresentou TG menor em relação às duas amostras acima citadas com 87,5% de
redução total em 5 passes de laminação. Neste caso, a menor TA (710
o
C) na laminação a
quente fez diminuir o TG da BQ recozida por ser uma temperatura de não recristalização
proporcionando um maior encruamento no material laminado.
As amostras do laminado a frio (FIG. 4.1c, FIG. 4.2c e FIG. 4.3c) apresentaram
praticamente as mesmas fotomicrografias contendo em suas microestruturas bandas de
deformação, havendo maior presença nas amostras A3LF e A4LF.
DL
DL
DL
100 µm
DL
A4LF
96
Nas amostras no estágio de recozimento final (FIG. 4.1d, FIG. 4.2d e FIG. 4.3d), o TG
permaneceu aproximadamente o mesmo (47µm) não sendo influenciado pela variação da
temperatura de acabamento e nem pela maior redução na laminação quente.
O tratamento de laminação superficial de 10% seguido de recozimento a 800
o
C por 3hs
(FIG. 4.1b, FIG. 4.2b e FIG. 4.3b) gerou uma microestrutura totalmente recristalizada e fez
crescer o grão chegando até 275µm (A3R).
Nas amostras de composição química B verificou-se que a temperatura de acabamento
influenciou no TG da BQ recozida (FIG. 4.4b, FIG. 4.5b), onde a diminuição dessa
temperatura significou aumento do TG.
a) b)
c) d)
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.
DL
DL
DL
DL
B2LF
97
a) b)
c) d)
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.
DL
DL
DL
100
µ
m
DL
B3LF
98
a) b)
c) d)
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.
Nas amostras de composição química “B” verificou-se que a temperatura de acabamento
influenciou o TG da BQ recozida do mesmo modo que na composição “A” (FIG. 4.1b e FIG.
4.2b), de maneira que a amostra B2R (TA 910
o
C) adquiriu um TG menor em relação à
amostra B3R (TA 810
o
C).
A amostra B4R (FIG. 4.6b) com redução total de 90% gerou TG menor em relação às
outras amostras com 87,5% de redução total. Neste caso como nas amostras de composição
“A”, a menor TA (710
o
C) na laminação a quente fez diminuir o TG da BQ recozida por ser
uma temperatura de não recristalização.
As amostras do laminado a frio (FIG. 4.4c, FIG. 4.5c e FIG. 4.6c) apresentaram
praticamente as mesmas fotomicrografias contendo em suas microestruturas algumas bandas
de deformação.
Nas amostras no estágio de recozimento final (FIG. 4.4d, FIG. 4.5d e FIG. 4.6d), o TG
DL
DL
DL
100
µ
m
DL
B4LF
99
permaneceu aproximadamente o mesmo havendo somente uma diferença na amostra B3RF
que apresentou alguns grãos maiores espalhados pelas microestruturas. Sendo assim, a
temperatura de acabamento e a redução maior na laminação quente não exerceram variação na
microestrutura nesse último estágio de processamento.
O tratamento de laminação superficial de 10% seguido de recozimento a 800
o
C por 3hs
(FIG. 4.4b, FIG. 4.5b e FIG. 4.6b) gerou uma microestrutura totalmente recristalizada e fez
crescer o grão chegando até 276µm (B3R).
Nas amostras de composição química “C” verificou-se que a temperatura de acabamento
influenciou no TG da BQ recozida (FIG. 4.7b, FIG. 4.8b), onde a diminuição dessa
temperatura gerou aumento no TG. Efeito similar ao observado para as duas composições já
apresentadas e comentadas.
a) b)
c) d)
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.
DL
DL
100µm
DL
C2LF
DL
100
a) b)
c) d)
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.
DL
DL
DL
100
µ
m
DL
C3LF
101
a) b)
c) d)
FIG. 4.9 Fotomicrografia microestrutural da amostra C4 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.
Nas amostras de composição química “C” verificou-se, do mesmo modo que nas
composições “A” e “B”, que a temperatura de acabamento influenciou o TG da BQ recozida
(FIG. 4.1b e FIG. 4.2b), de maneira que a amostra C2R (TA 910
o
C) adquiriu um TG menor
em relação à amostra C3R (TA 810
o
C). O tratamento para crescimento de grão da BQ (FIG.
4.7b, FIG. 4.8b e FIG. 4.9b) gerou uma microestrutura totalmente recristalizada e fez crescer
o grão chegando até 216µm (C3R).
A amostra C4R (FIG. 4.9b) com redução total de 90% gerou TG menor em relação às
outras amostras com 87,5% de redução total. Cabe relembrar, que esse efeito foi igualmente
encontrado para as outras composições químicas apresentadas anteriormente devido a menor
TA de 710
o
C ser uma temperatura de não recristalização.
As amostras do laminado a frio (FIG. 4.7c, FIG. 4.8c e FIG. 4.9c) apresentaram
praticamente as mesmas fotomicrografias contendo em suas microestruturas bandas de
DL
DL
DL
DL
C4LF
102
deformação.
Nas amostras no estágio de recozimento final (FIG. 4.7d, FIG. 4.8d e FIG. 4.9d), o TG
permaneceu aproximadamente o mesmo (85µm), não sendo influenciado pela variação da
temperatura de acabamento e nem pela redução maior na laminação quente.
Para analisar a influência do crescimento de grão da BQ na microestrutura e nas
propriedades magnéticas, foram produzidas as amostras LA4RF, LB4RF e LC4RF. Essas
amostras partiram direto do estado de laminado a quente para laminação a frio e sem seguida
recozimento final. Deste modo não houve passagem pelo tratamento de crescimento de grão
da BQ (laminação de encruamento seguida de recozimento). As fotomicrografias destes
espécimes são apresentadas nas FIG. 4.10 a FIG. 4.12.
a) b)
FIG. 4.10 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).
DL
100µ
m
DL
LA4LF
103
a) b)
FIG. 4.11 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).
a) b)
FIG. 4.12 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).
As microestruturas desses materiais sem laminação de encruamento e recozimento a
800
o
C no estágio de recozimento final apresentaram grãos recristalizados de estrutura
homogênea com exceção da amostra de LA4RF que apresentou grãos grosseiros no centro da
espessura e na superfície grãos menores. No estágio de laminado a frio a microestrutura
apresentou fraca presença de bandas de deformação.
Comparando ainda as microestruturas desses materiais entre si, na fase de recozimento
final, observou-se que são similares e que apresentaram tamanhos de grão médios próximos
(56µm), com exceção da amostra de tipo C que apresentou TG médio igual a 84 µm.
DL
100
µ
m
DL
LB4RF
DL
100
µ
m
DL
LC4LF
104
4.2 MEDIDAS DAS PROPRIEDADES MAGNÉTICAS
As propriedades magnéticas avaliadas foram as seguintes: polarização magnética (J
50
) a
5000 A/m de campo e 60Hz de freqüência, perda magnética total (P
15/60
), e permeabilidade
magnética relativa (µ
r15/60
). Estas medidas foram realizadas em três materiais: B2RF, B4RF e
C4RF. Os resultados obtidos são mostrados na
TAB. 4.2.
TAB. 4.2 Medidas Magnéticas realizadas no Laboratório de Ensaios Magnéticos (ACESITA
S.A.).
Espessura
P
15/60
J
50
Amostra
(mm) (W/Kg) (T)
µ
r15/60
T.G. (µm)
B2RF 0,92 6,237
1,69
961
62,3
B4RF 0,94 6,178
1,71
864
68
C4RF 0,93 6,219
1,72
1098
87,4
Obs.: O ensaio foi realizado com as medidas reais das amostras: B2RF
(30,70 x 96,28 mm), B4RF (30,62 x 95,97 mm) e C4RF (30,24 x 96,52
mm). densidade: 7,6 g/cm
3
.
Analisando a TAB. 4.2, pode-se observar que a amostra com maior polarização e
permeabilidade magnética é a amostra com adição de Mn (C4RF) que tem 87,4µm de TG e a
amostra com menor perda magnética é a com adição de alumínio e com um passe a mais na
laminação (B4RF) com 68µm de TG. A diferença entre a maior polarização magnética e a
menor é pequena, de aproximadamente 1% em relação a maior. Comparando as amostras
B2RF e B4RF percebe-se que a maior redução na laminação a quente favoreceu as
propriedades magnéticas. As perdas magnéticas possuem valores altos em relação ao
comumente visto na literatura, quase o dobro do valor, devido à maior espessura apresentada
de 0,93mm. Por esse motivo será realizada a seguir uma correção na perda total para a
espessura de 0,5mm.
105
4.2.1 PERDAS MAGNÉTICAS TOTAIS CORRIGIDAS PARA A ESPESSURA DE
0,5MM
As perdas magnéticas totais foram corrigidas para a espessura de 0,5mm utilizando a
equação clássica para perda parasítica (EQ.2.2) conforme explicado na seção 3.7.1. Na TAB.
4.3 tem-se os valores das perdas parasíticas e totais para as espessuras reais e o corrigido para
0,5mm. Essa correção foi realizada para permitir uma comparação direta dos resultados
obtidos com os normalmente publicados pela literatura especializada. Para realização dos
cálculos utilizou-se os seguintes dados: d= 7,6*10
3
kg/m
3
, ρ = 0,472 µΩm (calculado pela
fórmula (0,12 + 0,11 x (%Si)); onde f= 60 Hz; B = 1,5 T e e = espessura da amostra.
TAB. 4.3 Perdas Totais corrigidas para a espessura de 0,5mm.
Perda parasítica
(w/kg)
Amostra
esp. real
0,5mm
P
15/60
[medida]
(w/kg)
P
15/60
[corrigida]
(0,5mm)
(w/kg)
B2RF 3,15 6,24
3,62
B4RF 3,31 6,18
3,4
C4RF 3,2
0,53
6,22
3,55
Pela análise dos dados da TAB. 4.3 percebe-se que a diferença entre as perdas totais reais
e as de 0,5mm é de aproximadamente 42% em relação ao valor das perdas medidas. Observa-
se que as diferenças entre as medidas corrigidas são em torno de 6% sendo válido considerar
essa diferença pois o erro do equipamento é de aproximadamente 1%.
106
4.3 ANÁLISE DE TEXTURA CRISTALOGRÁFICA
Nas figuras de 4.13 a 4.42 serão apresentadas as FDOCs das seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
das
chapas para diversas condições de processamento dos diferentes materiais. Amostras foram
retiradas para avaliação de textura após laminação a quente, recozimento da BQ e
recozimento final. Todas as medidas foram realizadas no centro da espessura das chapas,
correspondentes às superfícies dos planos centrais.
Na indexação das componentes principais, admitiu-se uma aproximação de até 10°. Cada
FDOC deve ser analisada utilizando o ábaco de identificação das orientações de mesma seção
das FDOCs, apresentado na FIG. 3.11.
Nas figuras das FDOCs são indicados os níveis de intensidade por uma ordem de cores
que se repetem ao longo do crescimento dos níveis e que se encontram nas legendas das
respectivas figuras. Os valores de intensidade máxima e o índice de parâmetro (severidade) de
textura (J) também são indicados nas figuras.
Antes de iniciar a descrição da textura das amostras estudadas, é interessante ressaltar a
definição das fibras existentes e suas respectivas relações com as propriedades magnéticas. A
seguir na TAB. 4.4 será apresentado um quadro definindo as fibras e relacionando-as com as
propriedades magnéticas.
TAB. 4.4 Definição das fibras de textura e relação com as propriedades magnéticas.
Fibra Definição Propriedade magnética
α Direção <110>//DL Bom
γ Direção <111>//DN Ruim
? Direção <001>//DL Ótimo
cúbica Direção <001>//DN Bom
107
{331}[116]
A2LQ – BQP – Centro – S/ recozimento – T acab LTQ 910°C.
Intensidade Máx - 15,13
Índice J – 3,71
FIG. 4.13 Amostra A2LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
A3LQ – BQP – Centro – S/ recozimento – T acab LTQ 810°C.
Intensidade Máx - 5,75
Índice J – 2,40
FIG. 4.14 Amostra A3LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
{331}[116]
{001}[150]
{001}[230]
{001}[150]
{001}[230]
{001}[130]
108
A4LQ – BQP – Centro – S/ recozimento – T acab LTQ 710°C.
Intensidade Máx - 11,45
Índice J - 3,18
FIG. 4.15 Amostra A4LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
B2LQ – BQP – Centro – S/ recozimento – T acab LTQ 940°C.
Intensidade Máx - 12,22
Índice J – 2,50
FIG. 4.16 Amostra B2LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
{331}[116]
{001}[100]
{001}[120]
{001}[100]
{001}[100]
{001}[120]
{001}[110]
{331}[116]
109
B3LQ – BQP – Centro – S/ recozimento – T acab LTQ 810°C.
Intensidade Máx - 13,83
Índice j – 4,71
FIG. 4.17 Amostra B3LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
B4LQ – BQP – Centro – S/ recozimento – T acab LTQ 770°C.
Intensidade Máx - 22,97
Índice J - 6,20
FIG. 4.18 Amostra B4LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
{001}[110]
{001}[110]
{110}[115]
{001}[130]
{001}[110]
{102}[261]
{001}[130]
{110}[115]
{001}[130]
{001}[130]
{001}[110]
{001}[110]
{001}[130]
{111}[112]
{111}[231]
110
C2LQ – BQP – Centro – S/ recozimento – T acab LTQ 910°C.
Intensidade Máx - 6,82
Índice J - 2,31
FIG. 4.19 Amostra C2LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
C3LQ – BQP – Centro – S/ recozimento – T acab LTQ 810°C.
Intensidade máx - 8,75
Índice J - 2,29
FIG. 4.20 Amostra C3LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
{331}[116]
{001}[130]
{113}[251]
{111}<112>
{001}[130]
{001}[130]
{001}[130]
{111}<132>
{223}110]
111
C4LQ – BQP – Centro – S/ recozimento – T acab LTQ 750°C.
Intensidade máx - 19,85
Índice J - 5,64
FIG. 4.21 Amostra C4LQ, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
O resumo a seguir apresentado na TAB. 4.5 corresponde às componentes de textura de
maior intensidade encontradas nas amostras do laminado a quente.
TAB. 4.5 Resumo das Componentes de Textura das amostras do Laminado a Quente.
Nome do Pico Amostra A2LQ A3LQ A4LQ B2LQ B3LQ B4LQ C2LQ C3LQ C4LQ
cubo {001}<100> 5,4
{001}<120> 6,6
cubo girado N {001}<130> 9,6 4,1 6,5 8,4
{001}<150> 5,2
cubo rodado {001}<110> 11,5
2,6 22,9 19,8
próximo cubo rodado {001}<230> 4,6
cisalhante 3 {113}<251> 3,1
{102}<261> 7,9
cisalhante 4 {111}<132> 3,1
Banda de Deformação
{111}<112> 6,8 2,4
próxima a fibra a {111}<231> 9,5
{332}<113> 5,2
próximo a goss {331}<116> 13,7 4,0 11,3 3,0 5,1 1,3
próximo a goss {110}<115> 14,8
Goss {110}<001>
próxima a fibra a
{223}<110>
4,0
{001}[110]
{001}[110]
{001}[110]
{332}[113]
112
A2R - BQ - Centro - Recozida 800°C - T acab LTQ 910°C.
Intensidade Máx – 33,84
Índice J – 6,76
FIG. 4.22 Amostra A2R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
A3R – BQ – Centro – Recozida 800°C – T acab LTQ 810°C.
Intensidade Máx - 9,99
Índice j – 3,72
FIG. 4.23 Amostra A3R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
{112}[110]
{001}[110]
{001}[110]
{001}[150]
{111}[112]
{104}[010]
{112}[131]
{111}[121]
{103}[311]
{001}[110]
{001}[110]
{001}[110]
{111}[561]
113
A4R – BQ – Centro – Recozida 800°C – T acab LTQ 710°C.
Intensidade Máx - 8,62
Índice J - 1,96
FIG. 4.24 Amostra A4R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
B2R – BQ – Centro – Recozida 800°C – T acab LTQ 940°C.
Intensidade Máx – 12,38
Índice J – 3,75
FIG. 4.25 Amostra B2R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
{001}[110]
{110}[100]
{113}[031]
{113}[220]
{114}[261]
{110}[100]
{110}[001]
{110}[001]
{110}[113]
{110}[113]
114
B3R – BQ – Centro – Recozida 800°C – T acab LTQ 810°C.
Intensidade Máx - 18,09
Índice J – 4,65
FIG. 4.26 Amostra B3R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
B4R – BQ – Centro – Recozida 800°C – T acab LTQ 770°C.
Intensidade Máx - 7,77
Índice J - 3,10
FIG. 4.27 Amostra B4R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
{111}<132>
{001}[230]
{001}[230]
{001}[230]
{112}[351]
{111}<132>
{113}[331]
{223}[231]
{331}[116]
115
C2R – BQ – Centro – Recozida 800°C – T acab LTQ 910°C.
Intensidade Máx - 8,28
Índice J – 2,55
FIG. 4.28 Amostra C2R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
C3R – BQ – Centro – Recozida 800°C – T acab LTQ 810°C.
Intensidade Máx – 25,36
Índice J – 5,17
FIG. 4.29 Amostra C3R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
{001}[110]
{001}[100]
{110}[001]
{001}[110]
{110}[113]
{001}[100]
{001}[100]
{114}[151]
{110}[001]
{110}[113]
{113}[110]
{001}[001]
{111}<112>
{001}[110]
116
C4R – BQ – Centro – Recozida 800°C – T acab LTQ 750°C.
Intensidade Máx - 9,69
Índice J - 3,52
FIG. 4.30 Amostra C4R, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
O resumo a seguir apresentado na TAB. 4.6 corresponde às componentes de textura dos
picos encontrados nas amostras do bobinado a quente que sofreram passe de encruamento
seguido de recozimento para crescimento de grão.
{001}[110]
{001}[130]
{001}[110]
{001}[130]
{332}[113]
{113}[110]
117
TAB. 4.6 Resumo das Componentes de Textura das amostras da BQ Recozida.
Nome do Pico Amostra A2R A3R A4R B2R B3R B4R C2R C3R C4R
cubo {001}<100> 5,0
cubo girado N {001}<130> 4,2
{001}<150> 4,3
cubo rodado {001}<110> 39,0
10,4
13,4
7,7 5,4 7,8
próximo cubo rodado {001}<230> 19,7
{113}<031> 4,5
{113}<110> 30,6
11,4
(114}<261> 9,8
(113}<220> 4,5
(113}<110> 9,3
cubo rodado R {104}<010> 5,5
{103}<311> 4,3
cisalhante 4 {111}<132> 3,5 3,8
Banda de Deformação
{111}<112> 6,8 5,4
próxima a fibra a {111}<561> 6,9 10,4
5,4
{332}<113> 3,0
cisalhante 5 {112}<131> 5,5
Banda de Deformação
{112}<110> 10,4
11,6
{112}<351> 5,8
{114}<151> 4,1
próximo a goss {331}<116> 7,1
Goss {110}<001> 7,8 7,7
{110}<113> 3,2 3,2
118
A2RF – BF – Centro – Recozida 1000°C - T acab LTQ 910°C.
Intensidade Máxima - 9,13
Índice J - 2,44
FIG. 4.31 Amostra A2RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
A3RF – BF – Centro – Recozida 1000°C - T acab LTQ 810°C.
Intensidade Máxima -6,31
Índice J - 2,57
FIG. 4.32 Amostra A3RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge
{332}[113]
{001}[110]
{001}[110]
{001}[110]
{110}[115]
{110}[115]
{110}[001]
{001}[100]
{001}[100]
{115}[110]
{110}[001]
{001}[100]
{332}[113]
{111}[121]
119
A4RF – BF – Centro – Recozida 1000°C - T acab LTQ 710°C.
Intensidade Máxima -10,59
Índice J - 2,28
FIG. 4.33 Amostra A4RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
B2RF – BF – Centro – Recozida 1000°C - T acab LTQ 940°C.
Intensidade Máxima – 6,95
Índice J - 1,93
FIG. 4.34 Amostra B2RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
{332}[113]
{223}[362]
{110}[001]
{110}[001]
{001}[150]
{001}[150]
{332}[113]
{110}[001]
{110}[114]
{001}[110]
{001}[110]
{110}[001]
{001}[110]
{223}[252]
{110}[114]
120
B3RF – BF – Centro – Recozida 1000°C - T acab LTQ 810°C.
Intensidade Máxima - 7,16
Índice J - 2,09
FIG. 4.35 Amostra B3RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
B4RF – BF – Centro – Recozida 1000°C - T acab LTQ 770°C.
Intensidade Máxima - 10,72
Índice J - 3,10
FIG. 4.36 Amostra B4RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
{001}[110]
{001}[110]
{111}<112>
{110}[001]
{103}[010]
{110}[001]
{001}[230]
{001}[110]
{001}[230]
{111}<112>
{110}[114]
{110}[114]
121
C2RF – BF – Centro – Recozida 1000°C - T acab LTQ 910°C.
Intensidade Máxima - 5,38
Índice J - 2,18
FIG. 4.37 Amostra C2RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
C3RF – BF – Centro – Recozida 1000°C - T acab LTQ 810°C.
Intensidade Máxima - 4,93
Índice J - 1,91
FIG. 4.38 Amostra C3RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
{110}[115]
Fibra
{332}[113]
{001[130]
{110}[111]
{001}[130]
{110}[115]
{102}[261]
{203}[362]
{332}[113]
{110}[130]
{223}[362]
1
22
C4RF – BF – Centro – Recozida 1000°C - T acab LTQ 750°C.
Intensidade Máxima - 5,66
Índice J - 2,14
FIG. 4.39 Amostra C4RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
O resumo a seguir apresentado na TAB. 4.7 corresponde às componentes de textura dos
picos encontrados nas amostras do recozimento final que sofreram passaram pelo tratamento
para crescimento de grão da BQ.
TAB. 4.7 Resumo das Componentes de Textura das amostras do Recozimento Final.
Nome do Pico Amostra A2RF A3RF A4RF B2RF B3RF B4RF C2RF C3RF C4RF
cubo {001}<100> 2,2
cubo girado N {001}<130> 4,9 4,4
{001}<150> 2,6
cubo rodado {001}<110> 9,4 6,9 3,2 9,5
próximo cubo rodado {001}<230> 8,4
{115}<110> 5,4
{203}<362> 5,0
cubo rodado R {104}<010> 3,2
cubo rodado T {102}<261> 3,3
Banda de deformação {111}<112> 2,8 2,8
{332}<113> 1,5 2,8 2,6 1,8 3,2 3,4 3,3 3,8
X {110}<111> 2,8
próximo a goss {110}<115> 6,4 4,5 3,3
Goss {110}<001> 6,0 10,0
4,0 6,7 5,6
{110}<113>
próximo a goss {110}<114> 4,0 2,8 4,4
próxima a fibra a {223}<362> 2,6 4,5
{223}<252>
2,5 3,8
{001}[130]
{332}[113]
{110}[001]
{110}[114]
{223}[252]
{110}[001]
{110}[114]
123
LA4RF – BF – Centro –Sem recozimento da BQ - Recozida 1000°C - T acab LTQ 710°C.
Intensidade Máxima - 6,95
Índice J - 2,44
FIG. 4.40 Amostra LA4RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
LB4RF – BF – Centro –Sem recozimento da BQ - Recozida 1000°C - T acab LTQ 770°C.
Intensidade Máxima -8,30
Índice J - 3,08
FIG. 4.41 Amostra LB4RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
{114}[6 10 1]
{001}[150]
{102}[261]
Fibra
{110}[114]
{332}[113]
{223}[362]
{001}[150]
{001}[130]
{001}[130]
{114}[481]
Fibra
{102}[261]
{332}[113]
{112}[241]
124
LC4RF – BF – Centro –Sem recozimento da BQ - Recozida 1000°C - T acab LTQ 750°C.
Intensidade Máxima - 7,27
Índice J - 2,88
FIG. 4.42 Amostra LC4RF, FDOC, seções ϕ
2
= 0
o
e ϕ
2
= 45
o
. Notação de Bunge.
O resumo a seguir apresentado na TAB. 4.8 corresponde às componentes de textura dos
picos encontrados nas amostras do recozimento final que não sofreram passe de encruamento
seguido de recozimento para fim de crescimento de grão.
TAB. 4.8 Resumo das Componentes de Textura das amostras do Recozimento Final.
Nome do Pico Amostra A4RF B4RF C4RF LA4RF LB4RF LC4RF
cubo {001}<100>
cubo girado N {001}<130> 4,4 3,8 3,4
{001}<150> 2,6 3,2
cubo rodado {001}<110> 9,5
próximo cubo rodado {001}<230> 8,4
(114}<481> 6,3
{102}<261> 5,3 3,8 3,4
Banda de deformação {111}<112> 2,8
{332}<113> 2,6 3,8 1,8 4,6 4,1
{113}<361> 7,1
{114}<6 10 1> 4,6
Goss {110}<001> 10,0 5,6
próximo a goss {110}<114> 2,8 4,4 2,5
próxima a fibra γ
{223}<362> 2,6 3,9
{223}<252> 3,8
{112}<241>
6,3
{102}[261]
Fibra
{001}[130]
{001}[130]
{113}[361]
{332}[113]
125
4.3.1 DESCRIÇÃO DA TEXTURA DAS AMOSTRAS POR COMPOSIÇÃO QUÍMICA
AO LONGO DO PROCESSAMENTO TERMOMECÂNICO
Será descrita a seguir a textura cristalográfica das amostras por composição química em
função das variáveis de processo (temperatura de acabamento, redução da LQ e tamanho de
grão da BQ).
COMPOSIÇÃO A
Analisando as FDOCs dessas amostras percebeu-se que o material A2LQ (TA em 910
o
C)
não apresentou a fibra <100>//DN. Na TA de 810
o
C essa fibra surge e com a diminuição da
temperatura de acabamento para 710
o
C combinada a maior redução total na laminação a
quente houve o fortalecimento da mesma com pico de intensidade máxima em {001}<120>
com 6,6x.
As amostras do bobinado a quente com laminação superficial seguido de recozimento
apresentaram texturas diferenciadas entre si. Nas amostras A2R e A3R existiu a presença
comum da componente de textura {001}<110> (cubo rodado). Com a redução da temperatura
de acabamento (910
o
C para 810
o
C) surgiu a fibra <111>//DN com intensidade máxima em
{111}<112> com 6,8x. Na amostra A4R, de menor TA (temperatura de acabamento), a
textura se modificou por completo surgindo uma nova componente {110}<001> (Goss) com
7,8x. Este efeito pode ser oriundo tanto da temperatura quanto da deformação superior devido
ao acréscimo de mais um passe na LQ.
As amostras de recozimento final apresentaram texturas semelhantes entre si, não
possuindo fibra <111>//DN e estando presente a componente Goss em todas elas com
intensidades variando entre 6 e 10x. Na amostra com temperatura de acabamento de 910
o
C
(A2RF) houve a presença da fibra <001>//DN com intensidade máxima em {001}<110>
(cubo rodado) com 9,4x. Na temperatura de 810
o
C essa fibra se enfraqueceu surgindo uma
outra do tipo ? com intensidade máxima em {011}<100> (Goss) na ordem de 6x e presença
de componente {001}<100> (cubo) com 2,2x. A amostra que sofreu mais um passe durante a
laminação a quente, A4RF, apresentou textura de fibra ? com intensidade máxima em Goss
(10x) não havendo outras componentes com intensidade considerável.
Comparando as amostras A4RF e LA4RF para verificação do efeito tamanho de grão da
126
BQ sobre a textura, constatou-se que o crescimento de grão da BQ favoreceu o fortalecimento
da componente Goss pertencente à fibra ? e a redução de intensidade da componente
{223}<362> que é próxima a fibra γ. Porém a amostra sem esse tratamento apresentou pico
em {001}<100> com 3,2x e pico em {102}<261> com 5,3x.
COMPOSIÇÃO B
As amostras no estado laminado a quente, não importando a temperatura de acabamento,
apresentaram em sua textura cristalográfica fibra <001>//DN com pico de intensidade
máxima em {001}<110> (cubo rodado), não havendo presença de fibra γ. A TA mais baixa
(810
o
C) fez surgir uma fibra próxima a ? de componente com pico de intensidade máxima em
{110}<115> próximo a Goss, com 14,8x. Na amostra com redução total de 90% na LQ
(B4LQ) houve aumento de intensidade da componente cubo rodado tornando-se pico de
intensidade máxima com 22,9x e surgimento de incompleta fibra ? com picos em
{111}<352> e {111}<112> com 9,5x e 6,8x, respectivamente.
As amostras da BQ, com tratamento para crescimento de grão, apresentaram variação em
sua textura em função da temperatura de acabamento. Todas apresentaram componente
{001}<110>, sendo que na TA mais baixa (810
o
C) surgiu a fibra ? de fraca intensidade tendo
pico em {111}<132> com 3,5x. Na amostra com redução total de 90% na laminação a quente
(B4R), a textura se modificou bastante não havendo mais presença da componente cubo e sim
da presença forte de {111}<561> com 10,4x e {331}<116> (próxima a Goss) com 7,1x.
Nas amostras de recozimento final, a TA da LQ influenciou da seguinte forma:
- Na amostra com TA de 940
o
C houve presença da componente {001}<110> com 7x,
{110}<001> e {110}<114> (próxima a Goss) ambas com 4x;
- Na amostra com TA de 810
o
C houve enfraquecimento da componente cubo rodado e
fortalecimento da componente Goss;
- Na amostra com redução total de 90% na laminação a quente (B4RF) não houve
presença de pico na componente Goss somente um próximo a ela {110}<114> com
2,8x, sendo o pico de maior intensidade com 9,5x na componente cubo rodado.
Comparando as amostras B4RF e LB4RF para verificação do efeito do tamanho de grão
da BQ sobre a textura, constatou-se que o crescimento do tamanho de grão da BQ (B4RF)
favoreceu o surgimento de pico na componente cubo rodado com 9,5x. Na amostra LB4RF
127
houve dois picos de intensidade máxima em (114}<481> e {112}<241> com 6,3x e um outro
com intensidade intermediária em {332}<113> com 4,6x.
COMPOSIÇÃO C
As amostras no estado laminado a quente apresentaram em sua textura cristalográfica
fibra <001>//DN com pico de intensidade máxima em {001}<130> (próximo a cubo rodado),
havendo presença de fibra γ de fraca intensidade com 3x em média nos picos, não importando
a temperatura de acabamento e nem composição química. Na TA mais baixa (810
o
C) houve o
enfraquecimento da componente {331}<116> para 1,3x e o fortalecimento da componente
{001}<130> para 8,4x. Com a redução total de 90% na LQ (C4LQ) formou-se pico de
intensidade máxima em cubo rodado com 19,8x.
As amostras da BQ com tratamento para crescimento de grão apresentaram variação em
sua textura em função da temperatura de acabamento. A textura da amostra de maior TA
(910
o
C) apresentou pico de intensidade máxima em Goss e cubo rodado com 7,7x para ambos
e com intensidade intermediária na componente cubo com 5x. Na amostra com menor TA
(810
o
C), a componente de textura cubo rodado diminuiu de intensidade para 5,4x e a
componente {113}<110> com 31x passou a ser a de maior intensidade. A amostra com 90%
de redução total na LQ (C4R) apresentou parcial fibra <001>//DN com pico de intensidade
máxima em {001}<110> com 7,8x, componente {111}<112> com 3x e pico de intensidade
máxima em {113}<110>, com 11,4x.
Nas amostras de recozimento final, a TA da LQ influenciou da seguinte forma:
- Com TA de 910
o
C (C2RF) houve presença de fibra próxima a ? com pico de
intensidade máxima em {203}<362> com 5x, pico próximo a Goss em {110}<115>
com 4,5x e picos próximos a fibra γ em {332}<113> com 3,4x e {223}<362> com
4,5x;
- Na amostra com TA mais baixa (810
o
C), foi gerada fibra próxima a ? mais bem
definida com intensidade máxima em {102}<261> e {110}<115> (próxima Goss),
ambas com 3,3x. Essa mesma amostra (C3RF) apresentou componente de intensidade
máxima em {001}<130> com 5x e o restante da textura se assemelhou a da amostra
C2RF com a presença de pico em {332}<113> com 3,3x;
- Com redução total de 90% na laminação a quente (C4RF) a textura quase não se
modificou em relação às outras duas amostras (C2RF e C3RF) havendo apenas
128
aumento na intensidade da componente próximo a Goss.
É interessante ressaltar que os materiais com alto manganês não apresentaram em
nenhuma de suas amostras de recozimento final componente de orientação cubo rodado ou
próximo a ela.
Comparando as amostras C4RF e LC4RF para verificação do efeito do tamanho de grão
da BQ sobre a textura final, constatou-se que o crescimento do TG da BQ favoreceu o
surgimento de pico na componente Goss, o que não existiu nas outras amostras sem aquele
crescimento. Na amostras LC4RF o pico de intensidade máxima foi em {113}<361> com
7,1x.
129
5 DISCUSSÃO DOS RESULTADOS
Esse capítulo será dividido em 3 seções:
Na seção 5.1 será discutida a formação e evolução microestrutural ao longo do processo
termomecânicos do aço em função das variáveis de processo (temperatura de acabamento da
laminação a quente, redução total da laminação a quente, tamanho de grão da BQ e
composição química);
Na seção 5.2 será discutida a formação e evolução da textura cristalográfica ao longo do
processamento termomecânico do aço elétrico em função das variáveis de processo;
Na seção 5.3 será discutida a relação entre as propriedades magnéticas com a
microestrutura e textura cristalográfica em função das variáveis de processo.
5.1 EVOLUÇÃO MICROESTRUTURAL EM FUNÇÃO DAS VARIÁVEIS DE
PROCESSO, COMPOSIÇÃO QUÍMICA E MICROESTRUTURA
As amostras do laminado a quente apresentaram microestruturas semelhantes entre si,
caracterizando-se por uma matriz ferrítica parcialmente recristalizada. Esse tipo de
microestrutura é comum para os aços baixo carbono com porcentagem alta de silício (acima
de 2,5%Si) que torna ferrítica a microestrutura desde a fase líquida conforme indica FIG.
2.12. HARATANI ET AL. (1984) haviam encontrado microestrutura semelhante no aço com
2,98% Si laminado a quente. Posteriormente, YASHIKI e KANEKO (1990) e HÖLSCHER
ET AL. (1991) também observaram microestruturas semelhantes no centro da espessura de
aços elétricos laminados a quente com grãos fortemente deformados e não recristalizados.
Vale destacar que as microestruturas das amostras com alto manganês (composição C) e
redução de 90 % do laminado a quente apresentaram uma estrutura mais encruada com
presença de bandas de deformação. Essa característica apresentada pelas as amostras de
composição C justifica-se pela maior presença de Mn (0,54%) que segundo CUNHA (2000)
proporciona a estabilização do sulfeto de manganês (MnS) que durante o reaquecimento,
provavelmente faz precipitar partículas finas e dispersas desse composto. Estas partículas,
130
diferentemente das de AlN, provavelmente não coagularam na mesma proporção que AlN
permanecendo finas e por serem locais preferenciais de nucleação favorecem a mesma e
inibem o crescimento de grão durante a laminação a quente e bobinamento. Desse modo a
microestrutura do laminado a quente apresentou-se com mais grãos recristalizados dispersos
na matriz e maior presença de bandas de deformação devido à presença dessas partículas que
tornam não uniforme a deformação na matriz. Já as amostras com mais um passe na LQ, o
maior grau de encruamento, devido a superior redução na LQ unida a TA de 710
o
C cuja
temperatura é a de não recristalização, possivelmente foi o que proporcionou a presença de
tais características microestruturais.
Um fato que confirma um possível maior encruamento nas amostras de tipo C e nas com
mais um passe na LQ é o de ser menor o TG da BQ recozida dessas amostras em relação às
outras de composição química diferente e com menor redução total na LQ.
Como visto na seção 4.1.1 a TA da laminação a quente influenciou no TG das amostras
no estado de BQ recozida de forma que a temperatura mais alta de 910
o
C proporcionou menor
TG em relação a de 810
o
C. Este resultado se contradiz com a literatura (CHANG e HWANG,
1998), pois na temperatura mais alta possivelmente haveria maior TG devido ao menor
encruamento em relação à temperatura mais baixa. Porque, conforme a lei da recristalização,
onde há mais encruamento haverá maior energia armazenada que é o potencial termodinâmico
para recristalização. Essa maior energia proporciona uma maior taxa de nucleação durante
recozimento resultando grãos menores em relação às amostras com menor grau de
encruamento. Na FIG.5.1 pode-se visualizar a variação do TG da BQ em função da TA para
cada composição química e por sua vez observar a influência dessa última sobre o TG nesse
mesmo estágio de processamento.
FIG.5.1 Efeito da temperatura de acabamento sobre o TG da BQ.
600 700 800 900 1000
50
100
150
200
250
300
B2R
B4R
C4R
C3R
C2R
B3R
A4R
A3R
A2R
Tamanho de Grão da BQ
Temperatura de Acabamento
Composição A
Composição B
Composição C
131
Para se explicar o fato do TG da BQ ter sido menor nas temperaturas mais altas para as
amostras do tipo 2 (910
o
C) em relação às amostras do tipo 3 (810
o
C) foi feita análise no plano
de controle da laminação a quente. Com ele verificou-se que na laminação a quente na TA
mais alta (910
o
C) o último passe teve maior redução (35%) do que na temperatura de 810
o
C
(30%). Desse modo pode-se considerar que o fator determinante da variação de tamanho de
grão da BQ recozida foi à redução do último passe e não a temperatura de acabamento.
Analisando a influência da composição química sobre o TG da bobina a quente nota-se
que a adição de Mn (composição C) proporcionou grãos pequenos como dito anteriormente.
As outras composições com adição de Al (composição B) e a de referência (composição A)
tiveram grãos maiores. Pode-se entender essa diferença de TGs pelo fato de que no estado
laminado a quente o material C apresentou microestrutura com maior encruamento e com
presença de bandas de deformação ao longo da matriz, ou seja, maior energia armazenada.
Sendo assim, durante o recozimento da BQ, haverá maior nucleação no início da
recristalização para essas amostras resultando em menores tamanhos de grão em relação aos
outros materiais (tipo A e B) com menor grau de encruamento.
Comparando os TGs da BQ dos materiais de tipo A e B pelo gráfico da FIG.5.1, percebe-
se que não houve quase diferença entre eles. Provavelmente isso tenha ocorrido devido ao fato
dessas amostras possuírem a mesma concentração de Mn (0,05%). Apesar de apresentarem
diferença de concentração de Al, 0,51% e 1,06%, respectivamente, isso não influenciou no
TG entre elas. SAXENA e CHAUDHURI (2004) disseram que a adição de alumínio reduz a
solubilidade de AlN no aço, resultando em precipitação de partículas finas de AlN em altas
temperaturas, subseqüentemente, estas partículas aglutinam dando origem a partículas
grosseiras de AlN. Essas partículas grosseiras não inibem o crescimento de grão durante a
recristalização e restringem a precipitação de partículas mais finas durante o recozimento
favorecendo o crescimento de grão. Tendo em vista este processo, tais concentrações de Al
agiram de forma a proporcionarem um maior TG da BQ em relação ao material de tipo C.
As amostras da BQ com tratamento de crescimento de grão e redução de 90% na LQ
(A4R, B4R e C4R) apresentaram TG menores (100µm) em relação às outras com redução
total de 87,5% em 5 passes. Isto pode ser debitado à necessidade de maior tempo de
recozimento para crescimento de grão por conseqüência do maior encruamento. Podendo
também ser explicado pela lei da recristalização primária que mostra que uma maior energia
armazenada na deformação proporciona um maior número de núcleos de recristalização,
conseqüentemente um menor tamanho de grão recristalizado.
132
As amostras após recozimento final apresentaram microestruturas semelhantes,
homogêneas e 100% recristalizadas, onde somente o tamanho de grão entre elas apresentou
variação. As amostras de referência (composição A) apresentaram o menor tamanho de grão
(46µm), as de alto alumínio (composição B) apresentaram TG intermediário (60µm) e as de
alto manganês (composição C) apresentaram o maior TG (85µm). A variação do TG no
recozimento final em função da temperatura de acabamento é apresentada na FIG. 5.2.
FIG. 5.2 Efeito da temperatura de acabamento sob o TG após Recozimento Final.
A diferença de TGs entre as amostras após recozimento final pode estar relacionada
diretamente com a composição química. As amostras de referência (material A) de baixa
concentração de Al e Mn (0,51% e 0,05%, respectivamente) apresentaram os menores TGs.
Porque provavelmente houve uma menor quantidade de partículas grosseiras de AlN e MnS
durante recozimento final o que favorece a de precipitação de partículas finas que impedem o
crescimento de grão conforme SAXENA e CHAUDHURI (2004). Deste modo se explica os
menores TGs para essas amostras (composição A) em relação às outras de composição
química diferente.
Comparando as amostras de composição A e B, observa-se que a diferença entre seus
TGs está relacionada com a diferença de concentração de Al entre elas. O material com alto
alumínio (composição B) possui o maior TG porque segundo CUNHA (2000) e SAXENA e
CHAUDHURI (2004) a adição de alumínio reduz a solubilidade de AlN no aço resultando na
precipitação de partículas finas de AlN em alta temperatura. Estas partículas se aglutinam
dando origem a algumas partículas de AlN mais grosseiras que não são efetivas no
700 750 800 850 900 950
40
45
50
55
60
65
70
75
80
85
90
95
C4RF
C3RF
C2RF
B3RF
B4RF
A4RF
LB4RF
B2RF
LA4RF
LC4RF
A3RF
A2RF
Tamanho de Grão Final
Temperatura de Acabamento (LQ)
Composição A
Composição B
Composição C
Sem Recozimento da BQ
133
ancoramento do movimento de contornos de grãos durante recozimento (crescimento de grão)
e do movimento das paredes de domínio.
Comparando as amostras A e C verificou-se que a diferença de TGs entre elas está
relacionada à adição de manganês em C que segundo CUNHA (2000) contribui na
estabilização do MnS, resultando em precipitação de partículas finas de MnS em altas
temperaturas, subseqüentemente, estas partículas aglutinam dando origem a partículas
grosseiras de MnS. Essas partículas grosseiras não inibem o crescimento de grão durante a
recristalização e restringem a precipitação de partículas mais finas favorecendo o crescimento
de grão e o movimento das paredes de domínio no recozimento final.
Comparando as amostras B e C verifica-se que a adição de Mn tem maior influência no
crescimento de grão do que a adição de Al, onde as amostras de tipo C possuem maior TG em
relação às amostras de tipo “B” estando em conformidade com os resultados de CUNHA
(2000). Possivelmente na temperatura que foi feito o recozimento final (1000
o
C) a
precipitação de AlN fino deve ser mais efetiva do que a de MnS promovendo assim um maior
crescimento de grão ao material C.
Influência do recozimento da BQ no TG Final
Segundo HUTCHINSON (1999), HARATANI ET AL. (1984) e PARK e ZPUNAR
(2003) um maior TG da BQ gera mais bandas de deformação durante a laminação a frio.
Durante o recozimento final essas bandas por serem regiões de grande energia armazenada
são locais preferenciais de nucleação de grãos, conseqüentemente, haverá uma maior taxa de
nucleação resultando grãos recristalizados pequenos. Em contra partida, é observado na
literatura que há uma tendência geral de diminuição do TG final quando o tamanho de grão da
BQ diminui. Isto pode ser entendido, segundo CAMPOS ET AL. (2004) pelo fato dos
contornos de grão serem obstáculos ao movimento de discordâncias. Sendo assim, quanto
menor é o TG da BQ maior será a densidade de discordâncias durante deformação que forma,
nas proximidades dos contornos, regiões de alta energia armazenada que são a força motriz
para a recristalização. Novamente nesse caso, haverá um maior número de núcleos de
recristalização, o que proporcionará menores grãos recristalizados. À luz do exposto, o gráfico
da FIG. 5.3, que mostra a influência do TG da bobina a quente sobre TG final, será analisado
e discutido.
134
FIG. 5.3 Gráfico do tamanho de grão da BQ x tamanho de grão final.
Analisando o gráfico da FIG. 5.3 percebe-se que houve um efeito contrário do previsto
por CAMPOS ET AL. (2004) onde o TG final não seguiu proporcionalmente o TG da BQ. Ao
contrário do que foi observado por eles, o gráfico da FIG. 5.3 aponta um maior tamanho de
grão recozido para menores valores de TG da BQ numa mesma composição. Com esta
ocorrência pode-se considerar que está de acordo com os resultados de HUTCHINSON
(1999), HARATANI ET AL. (1984) e PARK e ZPUNAR (2003) que explicam os menores
TGs obtidos após o recozimento final devido à formação de bandas de deformação durante a
laminação a frio provocada pela presença de TGs grosseiros da BQ. Continuando, verificou-
se também que essa influência do TG da BQ sobre TG final foi o mesmo para as três
composições químicas.
Comparando as amostras do recozido final com e sem recozimento da BQ
As amostras de composições A e B, que não passaram pelo tratamento de crescimento de
grão da BQ, apresentaram TGs semelhantes após recozimento final. As amostras LA4RF e
LB4RF apresentaram TG igual a 56µm. A amostra LC4RF apresentou um maior TG (84µm)
que às duas anteriores, o que pode estar relacionado a sua composição química que possui alta
concentração de Mn, possibilitando o crescimento de grão no recozimento final segundo
discussão de CUNHA (2000) que mostra a adição de Mn promove maior TG final.
Para verificar a influência do tratamento térmico para crescimento de grão da BQ sobre o
TG final, foram comparados os TGs dos materiais com e sem o recozimento da BQ. Abaixo
são mostrados esses tamanhos de grãos e uma breve discussão sobre as possíveis causas das
100 150 200 250 300
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
110
A3
A2
A4
B3
B2
B4
C3C2
C4
Tamanho de Grão Final (µm)
Tamanho de Grão da BQ (µm)
135
diferenças observadas entre eles:
• A amostra A4RF (47µm) apresentou menor TG em relação à amostra LA4RF
(56µm) possivelmente, devido a maior presença de bandas de deformação no
laminado a frio gerado pelo TG grosseiro da BQ o que proporciona menores
tamanhos de grão após recozimento final;
• Obteve-se para as amostras B4RF e LB4RF tamanhos de grão na ordem de 68µm
e 57,8µm, respectivamente. Neste caso por haver uma maior concentração de Al
para esta composição, o efeito do recozimento da BQ provavelmente foi o de
tornar o AlN mais grosseiro, o que favoreceu o crescimento de grão durante o
recozimento final;
• Não houve quase diferença entre os TGs das amostras C4RF (87µm) e LC4RF
(84µm) provavelmente, porque o MnS não sofreu influência do recozimento da
BQ em relação ao seu tamanho o que possibilitou o mesmo crescimento de grão
para ambos os casos (C4RF e LC4RF) durante o recozimento final.
5.2 EVOLUÇÃO DA TEXTURA CRISTALOGRÁFICA EM FUNÇÃO DAS VARIÁVEIS
DE PROCESSO, COMPOSIÇÃO QUÍMICA E MICROESTRUTURA
Laminação a Quente
Nas amostras do laminado a quente, percebeu-se que a maioria delas apresentou a
componente de textura {331}<116> que é próxima a Goss. Somente nas amostras B4LQ e
C4LQ não se observaram picos nessa componente ou próximo a ela. Segundo ROS ET AL.
(2001) e HOLSCHER ET AL. (1991) a presença de forte componente Goss ou próxima a ela
no laminado a quente é oriunda de bandas de deformação formadas próximo à superfície da
chapa. Isto pode ser explicado pelo tipo de deformação por que passa a superfície, que é por
cisalhamento resultante do efeito de fricção dos rolos sobre o material durante a laminação. A
amostra B4LQ apresentou fibra ? com picos em {111}[231] e {111}[112] com 9,5x e 6,8x,
respectivamente e o pico de intensidade máxima foi {001}<110> com 25,6x. Segundo ROS
136
ET AL. (2001) e HOLSCHER ET AL. (1991), a presença destes picos ocorre devido às
condições de laminação no centro da espessura que sofre deformação plana proporcionando
textura similar à textura de laminação a frio com forte fibra γ e α, podendo-se destacar a
componente {001}<110> (cubo rodado).
O fato da componente {100}<011> na amostra B2LQ ter apresentado intensidade maior
do que na amostra B3LQ pode ser explicado pela diferença de temperatura de acabamento
entre elas. Quanto maior a TA menor é o grau de encruamento que contribui para a ocorrência
de SIBM tornando a componente {100}<011> mais intensa segundo CHANG e HWANG
(1998).
As amostras do laminado a quente, na TA mais alta, em torno de 910
o
C, possuíram
texturas semelhantes nas composições B e C, apresentando fibra <100>//DN e pico na
componente {331}<116> que é próxima a Goss. A amostra de composição A, nessa mesma
temperatura, apresentou só um pico na componente {331}<116> com 13,7x de intensidade
não existindo a fibra <100>//DN.
Na temperatura de acabamento em torno de 810
o
C, as amostras se comportaram de forma
diferenciada:
• Composição A - gerou fibra <100>//DN com intensidade máxima próxima à
componente cubo com 5,2x e a componente {331}<116> diminuiu de intensidade de
14x para 4x;
• Composição B - A fibra <100>//DN não se formou, somente apareceu pico próximo a
cubo. Houve o desenvolvimento da fibra próximo a ? com pico de intensidade máxima
de 14,8x em {110}<115> e ausência da componente {331}<116>;
• Composição C - A textura se apresentou semelhante a da chapa com temperatura de
acabamento de 910
o
C, havendo diminuição de intensidade da componente
{331}<116> de 5x para 1,3x.
As texturas das amostras com 90% de redução final no laminado a quente foram
semelhantes nos materiais B e C, sendo que o principal pico observado foi na orientação
{001}<110> (cubo rodado) com intensidade de aproximadamente 20x. A amostra de
composição “A” no mesmo estágio de processamento apresentou fibra <100>//DN com dois
picos de intensidade alta em {001}<120> e {001}<100> com 6,6x e 5,4x, respectivamente, e
outro pico próximo a Goss em {331}<116> com 11,3x.
137
As amostras de composição B, C4LQ e A3LQ apresentaram pico em {001}<110>. Essa
componente pertencente à fibra <011>//RD, que é comum em texturas de deformação de ccc,
já havia sido observada por CUNHA e PAOLINELLI (2002a) e KESTENS ET AL. (1996).
Bobina a quente com tratamento de crescimento de grão da BQ
Analisando as amostras da BQ recozida percebeu-se que houve em comum em quase
todas elas com exceção das amostras A4R e B4R a presença da componente {001}<110>,
(cubo rodado). Segundo CHANG e HWANG (1998) e RAY ET AL (1994) essa orientação
deve ser originada do mecanismo SIBM que promove nucleação de componentes de baixa
energia armazenada durante recristalização para amostras laminadas a quente com TA acima
de 800
o
C. No caso dos aços, esse mecanismo favoreceria a formação de núcleos {100}<011>
que são benéficos às propriedades magnéticas.
As amostras, com TA igual a 910
o
C, apresentaram texturas semelhantes, com pico
principal em {001}<110>, pertencente à fibra <001>//DN, com máxima de 39x na amostra
A2R. A amostra C2R apresentou, além dessa componente, pico em {001}<100> com 5x e
outro em {110}<001> com 7,7x. Esse resultado já havia sido discutido por CHANG e
HWANG (1998) onde disseram que na TA de 910
o
C o principal mecanismo de recristalização
é o SIBM que resulta em componentes pertencentes à fibra <001>//DN.
As amostras A3R e B3R (TA igual a 810
o
C) apresentaram fibra <100>//DN incompleta
com pico em {001}<110> e fibra ?.
A presença de pico de orientação Goss nas amostras A4R, B4R e C2R é devido
principalmente à existência de bandas de deformação na microestrutura do laminado a quente.
Segundo RAY ET AL. (1994); HARATANI ET AL. (1984) e PAOLINELLI e CUNHA
(2003), bandas de deformação são locais preferenciais de nucleação de grãos com orientação
{110}<001> (Goss). Na amostra C4R não existiu Goss em conseqüência da não presença de
bandas de deformação na LQ apresentando fibra <100>//DN incompleta com pico de
intensidade máxima em {100}<110> (cubo rodado) com 7,8x.
138
Recozimento Final
Todas as amostras de recozimento final que passaram pelo tratamento de crescimento de
grão da BQ apresentaram pico em Goss ou próximo a ele. Esse fato pode ser relacionado à
presença de grãos grosseiros antes da laminação a frio. Segundo RAY ET AL. (1994);
HARATANI ET AL. (1984) e PAOLINELLI e CUNHA (2003) grãos grosseiros da BQ
geram bandas de deformação que são locais preferenciais de nucleação de grãos de orientação
Goss e cubo rodado no início da recristalização durante recozimento. Deste modo, pode-se
analisar a textura das amostras de recozimento final relacionando-as com o TG da BQ
recozida.
As amostras A2RF e B2RF apresentaram texturas semelhantes contendo picos próximos
a Goss e na componente cubo rodado. Para essas duas amostras no estado de BQ recozida, os
TGs eram grosseiros medindo cerca de 245µm.
As amostras B3RF e A3RF apresentaram intensidades iguais na componente Goss, com
cerca de 6x. Elas tiveram TG igual a 275µm em média na fase de processamento de BQ
recozida.
As amostras B2RF e LA4RF apresentaram heterogeneidades no tamanho de grão
havendo regiões com grãos grosseiros e outras com grãos pequenos. As amostras de
composição C apresentaram TG grosseiro em toda a microestrutura. Os grãos grosseiros
podem estar relacionados às componentes de alta intensidade em {001}<110> (cubo rodado),
{100}[100] e {102}[130] presentes nessas amostras. Porque as orientações em grãos
grosseiros possuem no geral baixo fator de Taylor que segundo alguns autores
(TAKANOHASHI ET AL.,2000; CAMPOS ET AL., 2004; CHANG e HWANG, 1998;
CAMPOS, 2000; TAKANOHASHI, 2003) são oriundas provavelmente da componente
(100)[011] da textura de deformação.
Todas as amostras de recozimento final, com temperaturas de acabamento de 910
o
C e
810
o
C, apresentaram pico em Goss ou próxima a ele ({110}<114> e {110}<115>) não
importando a composição química. A temperatura de acabamento influenciou de maneira
diferenciada em cada composição. A TA de 910
o
C gerou nas amostras de composições A e B
componente cubo rodado e para as de tipo C não. A TA de 810
o
C gerou nos materiais A e B
diminuição de intensidade na componente cubo rodado e na C em {110}<111> com 2,8x que
comprometem as propriedades magnéticas.
As amostras de material C apresentaram os maiores TGs dentre todas as amostras de
139
recozimento final, sendo isto possivelmente ocasionado pela maior presença de Mn em suas
composições químicas conforme mencionado anteriormente na seção 5.1. Analisando as
FDOCs dessas amostras (recozimento final), pode-se dizer que a adição de Al proporcionaram
o surgimento da fibra <001>//DN o que já tinha sido observado por CUNHA (2000) que em
seu trabalho constatou que a adição em 1% de Al conduziu ao aparecimento das componentes
(001)[120], (001)[130], (001)[100] e (001)[110]. A precipitação de AlN e MnS grosseiros na
microestrutura em temperaturas altas (reaquecimento) provavelmente proporcionou uma
nucleação aleatória e posterior crescimento preferencial, o que estaria alinhado a teoria de
crescimento orientado. A exceção foi para a amostra LC4RF onde, neste caso, a teoria da
nucleação orientada pode ser utilizada para o entendimento do desenvolvimento das
componentes {113}[361] com 7,1x e {332}[113] com 4,1x, pois segundo RAY ET AL.
(1994) e CAMPOS ET AL.(2004) as texturas dos grãos nucleados nos contornos geram grãos
do tipo {111}<uvw>. Todavia, existiu também, nessa última amostra, a presença da
componente {001}<130> com 3,6x (próxima a cubo), que pode ser explicada pelo
crescimento orientado. A ocorrência de se considerar as duas teorias, nucleação ou
crescimento orientado, para se explicar a textura de recristalização foi prevista por
HUTCHINSON (1989) que mostrou que o crescimento orientado não deve ocorrer de
maneira isolada e sim devendo estar associado à nucleação orientada.
A presença da componente {332}<113>, próxima a {111}<112>, em todas as amostras
do recozimento final é comum na textura de recristalização primária de aços ao silício com
estrutura ccc (RAABE e LÜCKE, 1992; HÖLSCHER ET AL., 1991; CUNHA e
PAOLINELLI, 2002a; PARK e SZPUNAR, 2003) sendo, possivelmente, originada da
componente {112}<110> da textura de laminação a frio. Segundo CUNHA e PAOLINELLI
(2004), o crescimento de grão favorece o fortalecimento de {111}<112> ao longo da fibra
<111>//DN. Isto foi observado nos materiais de tipo C que apresentaram maior tamanho de
grão final (85µm) e tiveram as maiores intensidades em {332}<113>.
As amostras de composição C e as sem recozimento da BQ tiveram em comum fibra
<130> que é próxima a ? no estado de recozido final.
Pode-se relacionar o TG grosseiro dos grãos no centro da amostra LA4RF à componente
{001}<150> (próximo a cubo) de baixo fator de Taylor com 3,2x e os grãos pequenos na
superfície da chapa às componentes {114}[6 10 1] e {223}[362] de alto fator de Taylor, como
observado por CAMPOS ET AL. (2004) e TAKANOHASHI ET AL. (2000).
140
5.2.1 EFEITO DO RECOZIMENTO DA BQ NA TEXTURA FINAL
Com relação à influência do passe de encruamento seguido de recozimento da BQ sobre a
textura final percebe-se que:
- esse tratamento para crescimento de grão da BQ favoreceu a formação de pico em Goss
nas amostras A e C. No material A houve o desenvolvimento da fibra ? com pico em Goss e
no C observou-se além da componente Goss, neste caso sem presença de ?, uma outra fibra
próxima a ela. No material B houve o surgimento de pico em {110}<114>, próxima a Goss,
com 2,8x, e em {001}<110> e {001}<230> pertencentes à fibra <100>//DN com 9,5x e 8,4x,
respectivamente;
- foram obtidos TGs grosseiros nessa fase de processamento que segundo alguns autores
(RAY ET AL., 1994; HARATANI, 1984; PAOLINELLI e CUNHA, 2003; YASHIKI e
KANEKO, 1992; TAKASHIMA ET AL., 1993) favorece a nucleação de grãos de orientação
Goss após recozimento final. Como citado anteriormente, grãos grosseiros na BQ geram
bandas de deformação na laminação a frio, que são locais preferenciais para a nucleação de
grãos com orientação {110}<001>;
- na análise do material B verificou-se que quanto maior foi o TG da BQ mais fraca se
tornou a componente cubo rodado. Resultado coerente com os outros materiais do presente
trabalho, pois essa última componente é originária do mecanismo de recristalização SIBM.
Na comparação das amostras LA4RF e A4RF observa-se que houve redução na
intensidade da componente {223}<362> e a não existência de {114}<6 10 1> com o
recozimento da BQ, onde essas componentes são prejudiciais às propriedades magnéticas.
Comparando as amostras LB4RF e B4RF, o recozimento da BQ favoreceu o surgimento
da componente cubo rodado com 9,5x.
141
5.2.2 EFEITO DA REDUÇÃO DA LQ NA TEXTURA FINAL
A redução de 90% na LQ atuou de forma distinta em cada composição química.
Analisando as FDOCs, percebe-se que, para as amostras de tipo A, a componente Goss
apresentou aumento em sua intensidade em relação à redução de 87,5%. Para o material C
houve o surgimento daquela componente o que pode ser debitado a maior redução. Isto está
de acordo com o trabalho de HÖLSCHER ET AL.(1991), que observaram crescimento de
orientações de fibra ?, com a componente Goss em destaque, devido ao aumento de redução
na LQ. Esses autores mostraram também que em altas reduções de laminação existe o
fortalecimento da fibra γ e o enfraquecimento da ?. Esse último argumento pode ser aplicado
para o entendimento do observado na amostra de tipo B que apresentou ausência de Goss e
presença de componente pertencente à fibra γ. Essa característica pode ter sido provocada pela
adição de alumínio que conseqüentemente gerou um maior encruamento na microestrutura
durante a laminação a quente devido a possível precipitação de partículas AlN na matriz.
Somente as amostras de composição A e C com 90% de redução na LQ apresentaram
pico em Goss. A maior redução, no caso do material B, levou a intensificação da fibra
<001>//DN, em destaque o pico {001}<110> com 9,5x e o {001}<230> com 8,4x. A
formação dessa fibra pode ter sido causada pela a adição de Al como dito anteriormente. A
amostra C apresentou fibra próxima a ? com pico máximo em {110}<114> com 4,4x.
5.3 INFLUÊNCIA DA TEXTURA E MICROESTRUTURA SOBRE AS PROPRIEDADES
MAGNÉTICAS
Na TAB. 5.1 tem-se os dados relativos às medições das propriedades magnéticas das três
amostras no estado final recozido (B2RF, B4RF e C4RF) que serão utilizados na discussão
desta seção.
142
TAB. 5.1 Medidas magnéticas das amostras B2RF, B4RF e C4RF para discussão.
Espessura
P
15/60
J
50
Amostra
(mm) (W/Kg) (T)
µ
r15/60
T.G. (µm)
B2RF 0,92 3,6
1,69
961
62,3
B4RF 0,94 3,4
1,71
864
68
C4RF 0,93 3,55
1,72
1098
87,4
Analisando os resultados apresentados, percebe-se que a amostra C4RF apresentou a
maior polarização magnética (1,72T) o que pode ser explicado pela presença das
componentes: Goss com 5,7x; {001}<150> (próxima a cubo) com 4,4x e {110}<114>
(próxima a Goss) com 4,4x. Essas são orientações favoráveis às propriedades magnéticas por
apresentarem a direção <001>, ou próxima, paralela à direção de laminação. Essa direção
<001> é a de fácil magnetização do ferro também chamada de eixo de magnetização
espontânea. Conforme CUNHA e PAOLINELLI (2002a); YASHIKI e KANEKO (1990) e
CAMPOS e TSCHIPTSCHIN (1998) a polarização magnética (J
50
) é função direta da textura,
o que justifica o maior valor de polarização obtido para a amostra C4RF. A amostra B2RF
teve o menor valor de polarização magnética (1,69T), devido a sua textura que apresentou:
componente Goss e {110}<114> (próximo a Goss) ambas com 4x e componente cubo rodado
com 7x. O que proporcionou a diferença de medidas nessas duas amostras provavelmente foi
a maior redução na LQ e adição de manganês para a amostra C4RF. Sendo assim, podemos
concluir que essas variáveis foram favoráveis para a polarização magnética (J
50
). Como
discutido anteriormente na seção 5.2, a adição de Mn favoreceu o crescimento do TG no
estado final o que leva a crer que esse crescimento foi um dos fatores responsáveis por essa
textura.
O efeito da adição de alumínio e manganês sobre a textura cristalográfica e propriedades
magnéticas foi objeto de um artigo publicado por CUNHA (2000). Um dos materiais
utilizados nesse trabalho foi de composição química exatamente igual a do tipo B desta
dissertação, que apresentou menor polarização (1,68T) em relação às amostras B4RF (1,71) e
B2RF (1,69). Nesse trabalho de CUNHA (2000), não existiu a laminação de encruamento
antes do recozimento da BQ para crescimento de grão, com isso foram obtidos grãos
pequenos na microestrutura da BQ recozida gerando na textura final componentes de fibra ?
em {111}<112> e {554}<225>. Estas orientações não são boas para as propriedades
magnéticas, o que justifica a obtenção de um valor inferior na polarização magnética J
50
em
relação aos obtidos nessa dissertação.
143
Avaliando os resultados de permeabilidade magnética relativa µ
15/60
, TAB. 5.1, percebe-
se que os valores medidos estão coerentes com a textura, ou seja, pode-se explicar a diferença
entre as 3 amostras para essa propriedade através da análise de textura. Dentro deste contexto,
a amostra C4RF apresentou o maior valor de permeabilidade magnética relativa com 1098,
em segundo B2RF com 961 e por último B4RF com 864. Como discutido no decorrer da
análise da polarização magnética, a amostra C4RF apresentou em sua textura componente
Goss com maior intensidade (5,7x) e outra próxima a cubo com 4,4x. A B2RF apresentou
Goss e uma próxima a ela, ambas com 4x, e componente cubo rodado com 6,9x. Não foi
observada a componente Goss na amostra B4RF, mas uma próxima ({110}<114>) com 2,8x,
fraca fibra γ, pico de intensidade máxima em {001}<110> (cubo rodado) com 9,5x e em
{001}<230> (próxima a cubo rodado) com 8,4x.
Com relação à influência das variáveis de processo, para as amostras de tipo B, pode-se
considerar que a redução final de 90% na laminação a quente proporcionou menor
permeabilidade magnética por oferecer textura final menos adequada às propriedades
magnéticas conforme visto na discussão anterior. Pode-se ainda considerar, que a adição de
Mn favoreceu a intensificação dessa propriedade e a adição de Al foi deletéria, o que vai de
encontro com os resultados de CUNHA (2000) que encontrou menores valores de
permeabilidade nas amostras com maior concentração de alumínio.
Para avaliar a influência das variáveis de processo e composição química sobre as perdas
magnéticas será utilizado o gráfico da FIG. 5.4 que mostra a variação das perdas para cada
amostra em função do TG final.
FIG. 5.4 Gráfico comparando as perdas magnéticas com o TG final das amostras B2RF,
B4RF e C4RF.
60 65 70 75 80 85 90
3,2
3,3
3,4
3,5
3,6
3,7
B4RF
C4RF
B2RF
Perdas - P
15/60
(W/Kg)
TG Final (µm)
144
Analisando o gráfico da FIG. 5.4 pode se afirmar que entre os pares de amostras B2RF e
B4RF e B2RF e C4RF o que influenciou na diferença de perda entre elas foi o tamanho de
grão final. Isto está em concordância com a literatura (SHIMANAKA ET AL., 1982;
CUNHA e PAOLINELLI, 2002b) que mostra que o TG final tem um efeito muito forte nas
perdas totais sendo proporcional a 1/TG. Porém, existe um TG ótimo entre 100 e 150µm para
se alcançar a menor perda, devido a sua influência diferenciada nas parcelas de perdas
histerética e anômala.
Comparando as amostras B4RF e C4RF, o mecanismo que explica a diferença de perdas
entre elas não é o tamanho de grão, mas a composição química com a adição de alumínio,
pois conforme CUNHA (2000) e CUNHA ET AL. (2001), esta contribui principalmente na
redução da perda magnética por corrente parasita devido ao aumento da resistividade do aço.
Os valores obtidos para polarização magnética e permeabilidade não foram muito altos,
pois segundo CUNHA (2000) a adição de Mn tal como a de Al contribui para a redução na
polarização de saturação do ferro. Deste modo, se todas as demais variáveis forem mantidas
constantes, quanto maior o teor de silício, alumínio e manganês mais baixa será a
permeabilidade e indução magnética. Somando-se a isso, conforme FIG. 2.2, essa indução de
saturação magnética também diminui com a presença de alto silício. Isso porque a indução de
saturação magnética é o valor de polarização no interior de cada domínio magnético. Assim,
se todas as demais variáveis forem mantidas constantes, quanto maior o teor de silício,
alumínio e manganês menor será a permeabilidade e indução magnética.
Na TAB. 5.2 estão relacionados os resultados de propriedades magnéticas encontrados
em alguns artigos com o objetivo de compará-los aos resultados desta dissertação. É
importante revelar que CUNHA e PAOLINELLI (2004) estudaram a evolução da textura, na
recristalização e crescimento de grão, de aço elétrico de grão não-orientado onde se utilizou
aço com 2%Si partindo da BQ que sofreu recozimento a 900
o
C, seguida de laminação a frio
com um estagio apenas e recozimento final a 900
o
C por 30s. Em outro artigo, CUNHA e
PAOLINELLI (2003) utilizaram aço com 3%Si laminado a frio em dois estágios de 50%
cada, seguida de recozimento intermediário a 960
o
C e outro final a 980
0
C para se estudar o
efeito da temperatura de recozimento sobre a estrutura e propriedades magnéticas de aço
elétrico não orientado. O outro resultado, apresentado na TAB. 5.2, foi publicado por
CUNHA (2000) que utilizou aços com mesma composição química desta dissertação.
Partindo do estado de BQ fez um recozimento de 900
o
C por 30s, laminação a frio com um
estágio e recozimento final a 1000
o
por 30s.
145
TAB. 5.2 Resultados de propriedades magnéticas de outros autores.
Autores J
50
(T) U
1,5
P
15/60
(W/Kg) TG (µm)
CUNHA e
PAOLINELLI (2004)
1,72 _ _ _
CUNHA e
PAOLINELLI (2003)
1,76 2500 3,00 100
CUNHA (2000)
(A) 1,70; (B)
1,68; (C) 1,68
(A) 1219, (B)
1028; (C) 1032
(A) 3,5; (B)
3,28; (C) 3,39
(A)75, (B) 82,
(C)116
Obs: as letras nos resultados de CUNHA (2000) indicam a composição química que igual a
dessa dissertação.
Ao comparar esses resultados à luz dos diferentes processamentos realizados, podemos
concluir que a laminação a frio em duas etapas proporcionou uma maior polarização
magnética e permeabilidade o que pode ser uma sugestão para trabalhos futuros. Com relação
às perdas, percebe-se que o tamanho de grão se apresentou inversamente proporcional ao
tamanho de grão sendo o maior TG (100µm) associado a menor perda.
5.4 CONSIDERAÇÕES FINAIS
O objetivo desse trabalho foi estudar o efeito da adição do alumínio e manganês e da
influência do TG da bobina a quente sobre as propriedades magnéticas dos aços elétricos em
função de sua textura cristalográfica, 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 BQ,
laminação a frio e por último recozimento final. Para cada etapa de processamento foram
tiradas fotomicrografias que foram descritas na seção 4.1.2 e analisadas na 5.1. Para análise
de textura (seção 4.3) foi utilizada a técnica de difração de raios-x de onde foi gerado FDOCs
de cada amostra do estado laminado a quente, BQ recozida e recozido final.
Os resultados da análise de microestrutura apresentaram as seguintes características para
cada estado de processamento:
146
• Laminado a quente: em todas as amostras a microestrutura se apresentou parcialmente
recristalizada;
• Bobina a quente recozida: a microestrutura se apresentou totalmente recristalizada
com tamanhos de grão em torno de 250µm para as amostras de tipo A e B na TA de
910
0
C e 810
0
C. Para o material de tipo C, o TG se apresentou menor em relação aos
outros materiais, nas mesmas condições de temperatura, devido à adição de manganês.
Para as amostras de nomenclatura 4 os TGs se apresentaram praticamente os mesmos;
• Laminado a frio: todas as amostras apresentaram microestruturas semelhantes com
presença de bandas de deformação;
• Recozido Final: todas as amostras apresentaram microestrutura totalmente
recristalizada com tamanhos de grão variando de acordo com a composição química
onde a mostra de tipo C apresentou o maior TG. Na comparação das amostras B e C
após recozimento final verificou-se que a adição de Mn teve maior influência no
crescimento de grão do que a adição de Al.
As amostras que tiveram o recozimento da BQ e adição de Mn e Al, no estado de
recozido final, apresentaram os maiores TGs em relação às sem esse tratamento para
crescimento de grão da BQ.
Na análise de textura cristalográfica foram encontradas as seguintes orientações
principais e fibras para cada estado de processamento:
• Laminado a quente: a maioria das amostras apresentou a componente de textura
{331}[116] que é próxima a Goss oriunda de bandas de deformação formadas
próximo à superfície da chapa. Somente nas amostras B4LQ e C4LQ não se
observaram pico nessa componente;
• Bobina a quente recozida: existiu em comum em quase todas elas com exceção das
amostras A4R e B4R a presença da componente {001}<110> (cubo rodado), originada
do mecanismo SIBM. A presença de pico de orientação Goss nas amostras A4R, B4R
e C2R foi devido principalmente à existência de bandas de deformação na
microestrutura do laminado a quente;
• Recozido final: todas elas que passaram pelo tratamento de crescimento de grão da BQ
apresentaram pico em Goss ou próximo a ele devido à presença de grãos grosseiros
antes da laminação a frio que geraram bandas de deformação, locais preferenciais de
147
nucleação de grãos Goss durante a recristalização. As amostras B2RF e LA4RF
apresentaram heterogeneidades no tamanho de grão havendo regiões com grãos
grosseiros e outras com grãos finos. Grãos grosseiros devem estar relacionados à
presença da componente {001}[110] (cubo rodado) de alta intensidade, oriundas
provavelmente da componente de orientação (100)[011] da textura de deformação.
As adições de Al e Mn proporcionaram o surgimento da fibra <001>//DN o que estaria
alinhado a teoria de crescimento orientado. Em todas as amostras do recozimento final, houve
a presença da componente {332}<113> (próxima a {111}<112>) que é comum na textura de
recristalização primária de aços ao silício com estrutura ccc sendo, possivelmente, originada
da componente {112}<110> da textura de laminação a frio.
Materiais de tipo C apresentaram maior tamanho de grão final (85µm) e tiveram as
maiores intensidades em {332}<113> visto que o crescimento de grão favorece o
fortalecimento de {111}<112> ao longo da fibra <111>//DN. Esses materiais não
apresentaram em nenhuma de suas amostras de recozimento final componente de orientação
cubo rodado ou próximo a ela.
Analisando as propriedades magnéticas medidas em algumas amostras, constatou-se que
a amostra C4RF apresentou a maior polarização magnética (1,72 T) o que foi explicado pela
presença das componentes de textura Goss com 5,7x; {001}<150> (próxima a cubo) com 4,4x
e {110}<114> (próxima a Goss) com 4,4x. A adição de manganês foi o que provavelmente
contribuiu para o desenvolvimento de textura mais apropriada às propriedades magnéticas.
Os resultados de permeabilidade magnética relativa µ
15/60
foram coerentes com a textura
obtida visto que a amostra C4RF apresentou a maior medida e B4RF a menor. À luz desses
resultados, considerou-se que a redução final de 90% na LQ produziu a menor permeabilidade
magnética para o material B. Concluiu-se ainda que a adição de Mn favoreceu a intensificação
dessa propriedade e a adição de Al foi deletéria.
Nas perdas magnéticas duas variáveis influenciaram: uma delas foi TG final onde as
amostras B2RF e B4RF e B2RF e C4RF apresentaram diferenças de perdas em função do TG
final. Nas amostras B4RF e C4RF o que explicou a diferença de perdas entre elas foi a
composição química com a adição do alumínio devido ao aumento da resistividade elétrica do
aço.
Os valores obtidos para polarização magnética e permeabilidade não foram muito altos,
pois segundo CUNHA (2000) a adição de Mn tal como a de Al contribui para a redução na
148
polarização de saturação do ferro. Deste modo, se todas as demais variáveis forem mantidas
constantes, quanto maior o teor de silício, alumínio e manganês mais baixa será a
permeabilidade e indução magnética.
149
6 CONCLUSÕES
Dos resultados e discussões deste trabalho pode-se concluir que:
- a microestrutura de todas as amostras do laminado a quente apresentou matriz ferrítica
parcialmente recristalizada, o que é comum para os aços baixo carbono com
porcentagem alta de silício (acima de 2,5%Si);
- as adições de Mn e Al, nas amostras com recozimento da BQ, proporcionaram maior
TG no estado de recozido final, sendo que a adição de Mn atuou de forma mais
efetiva;
- a existência de bandas de deformação na microestrutura do laminado a quente gerou a
presença de pico de orientação Goss após o recozimento da BQ;
- a presença de grãos grosseiros antes da laminação a frio causou aumento do
componente Goss após recozimento final;
- adições de AL e Mn proporcionaram o surgimento da fibra <001>//DN após
recozimento final, o que estaria alinhado com a teoria de crescimento orientado;
- a presença da componente {332}<113> (próxima a {111}<112>) nas amostras de
recozimento final é comum na textura de recristalização primária de aços ao silício
com estrutura ccc. Possivelmente, esta foi originada da componente {112}<110> da
textura de laminação a frio;
- no material C o crescimento de grão favoreceu o fortalecimento de {332}<113>, que é
próximo a {111}<112>, apresentando as maiores intensidades nessa orientação;
- as perdas magnéticas foram influenciadas por duas variáveis: o TG final entre as
amostras B2RF e B4RF e B2RF e C4RF e a composição química entre as amostras
150
B4RF e C4RF devido ao aumento da resistividade elétrica do aço com a adição de
alumínio;
- as adições de Mn e de Al contribuíram para a redução na polarização de saturação do
ferro o que tornou os valores de permeabilidade e polarização magnética mais baixos
em relação à literatura.
151
7 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
- Realizar a medição de textura do laminado a frio para poder correlacionar com a
textura de recristalização após recozimento final;
- Realizar teste de propriedades magnéticas em todas as amostras do recozido final para
se obter uma melhor avaliação do efeito das variáveis;
- Realizar medidas magnéticas nas direções longitudinais e transversais para avaliar a
anisotropia magnética;
- Produzir todas as amostras sem tratamento de crescimento de grão para se ter maiores
resultados para avaliação do efeito do recozimento da BQ;
- Utilizar técnica de EBSD gerando mapas de orientação onde serão analisadas as
orientações dos grãos individualmente e regiões específicas da amostra com o objetivo
de correlacionar as heterogeneidades de TGs com certas orientações;
- Utilizar o MEV para analisar melhor as bandas de deformação e o MET para avaliar a
presença de precipitados e outros elementos assim como sua morfologia;
- Utilizar o processo de laminação a frio em duas etapas com recozimento intermediário
unido ao processo desta dissertação com intuito de otimizar a textura.
152
8 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
ACESITA “Processo de fabricação de aços elétricos” [on line]. Disponível em
http://www.acesita.com.br/interno.php?area=produtos_servicos_fluxo_producao
[capturado em 25 de maio de 2004].
ANTONIONE, C.; DELLA GATTA, G.; RIONTINO, G.; VENTURELLO, G. Grain
growth and secondary recrystallization in Iron. Journal of Materials Science, 8, pp. 1-
10, 1973.
ASHBROOK, R W. Jr.; MARDER. A. R. The effect of initial carbide morphology on
abnormal grain growth in decarburized low carbon steel. Metallurgical Transactions,
v. 16A, p. 897-906, 1985.
ASTIE, B.; PORTESEIL, J. L.; DEGAUQUE, J.; VERGNE, R. Influence of the dislocation
structures on the magnetic and magnetomechanical. Properties of High-Purity Iron.
IEEE Transactions on Magnetics, v. 17, n.6, p. 2929-2931, 1981.
BACALTCHUK, C. M. B.; CASTELLO-BRANCO, G. A.; EBRAHIMI, M.;
GARMESTANI, H.; ROLLETT, A. D. Effect of magnetic field applied during
secondary annealing on texture and grain size of silicon steel. Scripta Materialia, n.48,
pp. 1343-1347, 2003.
BARNETT, M. R.; JONAS, J. J. Influence of ferrite rolling temperature on
microstructure and texture in deformed low C and IF steels. ISIJ International, v. 37,
n. 7, pp. 697-705, 1997.
BARRETT, C. S. Structure of Metals. McGraw-Hill, N.Y., 1952.
BOLL, R. Soft magnetic metals and alloys. In: R. W. CAHN, P. HAASEN and E.J.
KRAMER, volume editor K.H.J BUSCHOW. Materials science and technology: a
comprehensive treatment, Weinnheim, VCH, v.3B, p. 399-450, 1992.
BURKE, J. E.; TURNBULL, D. Recrystallization and grain growth. In: Progress in Metal
Physics. Pergamon Press, v.3, p. 220-292, London, 1952.
153
BUTRON-GUILLÉN, M. P.; VIANA, C. S. da C.; JONAS, J. J. Metallurgical and
Materials Transactions A, v. 28A, p. 1755, 1997.
CAMPOS, M. F. de; TSCHIPTSCHIN, A. P. Microestrutura e textura de Aços Elétricos
GNO. III Congresso Brasileiro de Eletromagnetismo, São Paulo, outubro 1998.
CAMPOS, M. F. de Microestrutura, textura e propriedades magnéticas em Aços
Elétricos. Tese de Doutorado, Escola Politécnica da Universidade de São Paulo, 2000.
CAMPOS, M. F. de; LANDGRAF, F. J. G.; TAKANOHASHI, R; CHAGAS, F. C.;
FALLEIROS, I. G. S.; FRONZAGLIA, G. C.; KAHN, H. Effect of the hot band grain
size and intermediate annealing on the deformation and recrystallization textures in
low silicon electrical steels. ISIJ International, v. 44, p. 591-597, 2004.
CASTRO, K. E.; OLIVEIRA, C. A. S. Efeito do tratamento térmico de recozimento nas
propriedades mecânicas e magnéticas do aço ABNT 1006 usado para fins elétricos.
Anais do 56
o
Congresso da ABM,São Paulo, SP, [CD-ROM], pp. 1621-1630, 2001.
CHANG, L; HWANG, Y.-S. A study of Static recrystallization in 1.3%Si electrical steel
after hot rolling and annealing. China Steel Technical Report, n
o
11, p. 1-9, 1998.
CHEN, C.-W. Magnetism and Metallurgy of soft Magnetic Materials. New York, Dover
Publications, Inc., Nova York, p. 571, 1986.
CHEONG, S. W.; HILINSKI, E. J.; ROLLETT, A. D. Grain growth in a Low-Loss Cold-
Rolled Motor-Lamination Steel. III Magnetic Materials and Applications Conference,
não publicado, 2003.
CHIN, G. Y.; WERNICK, J. H. Soft magnetic metallic materials. In: E.P. WOHLFARTH,
Ferromagnetic materials, Amsterdan, North- Holland, v.2, p. 55-188, 1980.
CHRISTIAN, J. W. The Theory of Transformations in Metals and Alloys. Pergamon,
Oxford, 1965.
CUNHA, M. A. da Efeito da adição de Mn e AI no aço 3,2% Si. Anais de 55
o
Congresso
da ABM, São Pau1o, SP, CD-ROM, pp. 1404-1408, 2000.
154
CUNHA, M. A. da; PAOLINELLI, S. da C.; CÉSAR, das G. M. M. Avanço na produção
de Aço Silício de Grão Não Orientado na ACESITA. Anais do 56
o
Congresso Anual da
ABM, Belo Horizonte, MG, CD-ROM, pp. 1592-1600, 2001.
CUNHA, M. A. da; PAOLINELLI, S. da C. Effect of the Annealing Temperature on the
Structure and Magnetic Properties of 2%Si Steel. Materials Research, vol. 5, No. 3, pp.
373-378, 2002a.
CUNHA, M. A.; PAOLINELLI, S. da C. Non-Oriented Silicon Steel Recrystalization
Texture Study. Materials Science Forum, vols. 408-412, pp. 779-784, 2002b.
CUNHA, M. A.; PAOLINELLI, S. da C. Effect of the annealing temperature on the
structure and magnetic properties of 3% Si non-oriented steel. Journal of Magnetism
and Magnetic Materials, vol. 254-255, pp. 379-381, 2003.
CUNHA, M. A.; PAOLINELLI, S. da C. Evolution fo Non-Oriented Silicon Steel Texture
on Recrystallization and Grain Growth. Materials Science Forum, vols. 467-470, pp.
869-874, 2004.
DAHLEM-KLEIN, E.; WEILAND, H.; FISZER, A.; BUNGE, H. J. Orientation of Grain
Size Classes in a Grain Growth Texture. Scripta Metallurgica, v. 22, p. 317-322, 1988.
DILLAMORE, I. L.; MORRIS, P. L.; SMITH, C. J. E.; HUTCHINSON, W. B. Transition
Bands and Recrystallization in Metals. Proceedings of Royal Society of London A, v.
329, p.405-420, 1972.
DOHERTY, R. D. Recrystallization of Metallic Materials. Ed. By Frank Haessner. Dr.
Riederer Verlag GmbH, Stuttgart, 1978.
DUNKLE, R. P.; GOODENOW, R. H. Closing the GAP with Electrical Lamination
Steels: A Producer's Point of View. Soft and Hard Magnetic Mat. with Applications, p. 41-
54, 1986.
GORELIK, S. S. Recrystallization in Metals and Alloys, Moscow : Mir, 1981.
GOSS, N. P. Electrical sheet and method for its manufacture and test. U.S. Patent
1965559, 1934.
155
HANSEN, N. Cold deformation microstructures. Materials Science and Technology, v.6,
pp. 1039-1047, 1990.
HARATANI, T.; HUTCHINSON, W. B.; DILLAMORE, I. L.; BATE, P. Contribution of
shear banding to origin of Goss texture in silicon iron. Metal Science, vol. 18, pp. 57-
65, February 1984.
HÖLSCHER, M.; RAABE, D.; LÜCKE, K. Rolling and recrystallization textures of bcc
steels. Steel Research 62, n
o
12, pp. 567-575, 1991.
HONDA, A.; SATO, K.; OHYAMA, I. Effects of core materials on efficiency of inverter
drive motor. Kawasaki Steel Tech. Rep., n. 39, p. 36-40, 1998.
HU, H. Annealing of Silicon – Iron Single Crystals. In Recovery and Recrystallization of
Metals. Ed. Himmel. Iterscience Publishers, New York, pp. 311-378, 1963.
HU, G. Y.; WO, L.; PENELLE, R.; LIANG, Z. D. The cubic texture formation in Fe-3%Si
ribbons produced by direct casting. In Proc of 11
o
ICOTOM, p. 455-459, 1996.
HUMPHREYS, F. J.; HATHERLY, M. Recrystallization and Related Annealing
Phenomena. Pergamon, U.K., 1996.
HUTCHINSON, W. B. Development and Control of Annealing Textures in Low-Carbon
Steels. International Metals Reviews, v. 29, n. 1, p. 25-42, 1984.
HUTCHINSON, W. B. Recrystallization textures in iron resulting from nucleation at
grain boundaries. Acta Metall., v.37, n. 4, p. 1047-1056, 1989.
HUTCHINSON, W. B. Deformation microstructures and textures in steels. Phil. Trans.
R. Soc. Lond. A, v. 357, pp. 1471-1485, 1999.
HUTCHINSON, W. B. Mechanisms of recrystallization and texture evolution in cold
rolled steels. Proceedings of the 21
st
Riso International Symposium on Materials Science:
Recrystallization - Fundamental Aspects and Relations to Deformation Microstructure, p.
601-606. Editors: N. Hansen, X. Huang, D. Juul Jensen, E.M. Lauridsen, T. Leffers, W.
Pantleon, T.J. Sabin and J.A. Wert. Riso National Laboratory, Roskilde, Denmark, 2000.
156
HUTCHINSON, W. B.; USHIODA, K. Texture development in continuous annealing.
Scandinavian Journal of Metallurgy, Vol. 13, pp. 269-275, 1984.
HUTCHINSON, W. B.; USHIODA, K. Role of Shear Bands in Annealing Texture
Formation in 3%Si-Fe (111)[11
2
], ISIJ International, vol. 29, n
o
10, pp. 882-867, 1989.
IBE, G.; LÜCKE, K. Growth selection during recrystallization of single crystals. In:
Recrystallization, grain growth and textures. Metal Park, Ohio, American Society for
Metals, pp. 434-447, 1966.
INAGAKI, H. Stable End Orientations in the Rolling Textures of the Polycrystalline
Iron. Z. Metallkde., Bd. 78, H.6, p. 431-439, 1987.
JANSON, P. Soft Magnetic Composites – from DC to MHz with Iron Powder. In 1998
PM World Congress, 1998.
KEH, A. S.; WEISSMANN, S. Deformation Substructure in Body-Centered Cubic
Metals. p.231 a 300 in Electron Microscopy and Strength of Crystals, Interscience Pub,
Ed. G. Thomas e J. Washburn, 1963.
KESTENS, L; JONAS, J. J.; VAN HOUTTE, P.; AEMOUDT, E. Orientation Selective
Recrystallization of Nonoriented Electrical Steels. Metallurgical and Materials
Transactions A, v. 27A, p. 2347-2358, 1996.
LANDGRAF, F. J. G.; FERREIRA, E. D. Mais Resultados acerca do Crescimento de
Grão Induzido por Deformação em Aço Baixo Carbono. 51° Congresso Anual da
ABM, 1996.
LANDGRAF, F. J. G.; EMURA, M.; FILIPINI, M. A.; CAMPOS, M. F. de; ZWIRMAN, N.
S. B.; WOLGIEN. V. Efeito do recozimento intermediário nas propriedades
magnéticas de um aço elétrico. Anais do VI SEMEL, CD-ROM, Seminário de Materiais
Elétricos, Curitiba. 1998.
LANDGRAF, F. J. G.; TAKANOHASHI, R.; CHAGAS, F. C.; CAMPOS, M. F. de;
FALLEIROS, I. G. S. The origin of grain size inhomogeneity in semi-processed
electrical steels. Journal of Magnetism and Magnetic Materials, v. 215-216, p. 92-93,
2000.
157
LANDGRAF, F. J. G. Propriedades de aços para fins elétricos. Rede Aços: Perspectivas
para os próximos 10 anos, pp.109-128, 2002.
LANDGRAF, F. J. G.; TAKANOHASHI, R.; CAMPOS, M.F de. Tamanho de grão e
textura nos aços elétricos de grão não-orientado. ln: Workshop sobre textura e relações
de orientação: Deformação Plástica, Recristalização, Crescimento de Grão, p. 211-246,
2003a.
LANDGRAF, F. J. G.; YONAMINE, T.; TAKANOHASHI, R; SILVA, F. Q.; TOSETTI, J.
P. V.; BENEDUCE NETO, F.; ALBERTIN, E.; MAZZARELLA, V. N. G.; FALLEIROS,
I. G. S.; EMURA, M. Magnetic properties of silicon steel with as cast columnar
structure Journal of Magnetism and Magnetic Materials, v. 254-255, p.364-366, 2003b.
LEE, Y. W.; ORIGEL, R.; BHATTACHARYA, D. Effect of Cold Reduction on the
Magnetic properties of a Non-oriented, Low Silicon Electrical Steel. J. Materials
Engineering, v. 11, n.1, p. 61-69, 1989.
LESLIE, W. C.; WALTON, C. S.; DOTSON. C. L.; RICKETT .R. L. Solution and
Precipitation of Aluminum Nitride in Relation to the Structure of Low Carbon Steels.
Transaction of the ASM, v. 46, p. 1470-1499, 1954.
LITTMANN, M. F. Iron and silicon-iron alloys. IEEE Trans. Magn., v. MAG-7, n.1, p. 48-
60, 1971.
LÜCKE, K. The orientation dependence of grain boundary motion and the formation of
recrystallization textures. Can. Metall. Q., v. 13, n. 1, p. 261-274, 1974.
LYUDKOVSKY, G.; RASTOGI, P. K.; BALA, M. Non-oriented Electrical Steels. Journal
of Metals. pp. 18-25, 1986.
MATSUMURA, K.; FUKUDA, B. Recent developments of non-oriented electrical steel
sheets. IEEE Trans. Magn., v. MAG-20, n. 5. pp. 1533-1538, 1984.
MCCURRIE, R. A. Ferromagnetic Materials -Structure and Properties. London,
Academic Press, 1994.
MEKHICHE, M.; WAECKERLÉ, T.; CORNUT, B. Influence of low Al content on
anomalous growth in 3% Si-Fe magnetic sheets. J. Magn. Mat., v. 133, p. 159-162,
1994.
158
MELO, J. R. S.; PIMENTA, J. L. R.; SILVA, A. M. S.; CUNHA, M. A. da A produção de
Aços Planos Especiais da ACESITA:inoxidáveis e Siliciosos de Grão Orientado e de
Grão Não Orientado. ACESITA, 1982.
PADILHA, A. F.; SICILIANO Jr., F. Encruamento, Recristalização, Crescimento de
Grão e Textura. 2. ed. ABM, São Paulo, 1996.
PAOLINELLI, S. da C. Desenvolvimento do produto GNO E-110 de Perdas Magnéticas
Ultrabaixas. In: CONGRESSO INTERNACIONAL DA ABM, 2, São Paulo, SP, 997.
Anais [CD ROM]. São Pau1o, ABM., 1998.
PAOLINELLI, S. da C; CUNHA, M. A. da Efeito da Temperatura de Acabamento sobre
a estrutura e as Propriedades Magnéticas de um Aço grão Não Orientado com
1,3%Si. Anais do 58° Congresso Anual da ABM, Rio de Janeiro, RJ, CD-ROM, pp.2229-
2235, 2003.
PARK, J.-T.; SZPUNAR, J. A. Evolution of recrystallization texture in nonoriented
electrical steels. Acta Materialia, no. 51, pp. 3037-3051, 2003.
RAABE, D.; LÜCKE, K. Annealing textures of bcc metals. Scripta Metallurgica et
Materialia, vol.27, pp. 1533-1538, 1992.
RANDLE, V. Strain-induced Secondary recrystallization. Materials Science Forum, v.
113-115, p. 189-194, 1993.
RAY, R. K.; JONAS, J. J. Transformation textures in steels. Int. Mal Rev., v. 35, n. 1, p. 1-
36, 1990.
RAY, R. K.; JONAS, J. J.; HOOK, R. E. Cold Rolling and Annealing Textures in low
Carbon and Extra Low Carbon Steels. International Materials Reviews, v. 39, n. 4, p.
129-172, 1994.
REZENDE, J. E.; PAOLINELLI, S. da C.; CUNHA, M. A.; GODEFROID, L. B.; COTA, A.
B. Evolução da estrutura e textura com a temperatura de acabamento de um aço
GNO com 1,3%SI. Anais do 59° Congresso Anual da ABM Internacional, São Paulo, SP,
CD ROM, pp.1697-1705, 2004.
159
SAXENA, A.; CHAUDHURI, S. K. Correlating the Aluminum Content with Ferrite
Grain Size and Core Loss in Non-oriented Electrical Steel. ISIJ International, vol.44,
n
o
7, pp. 1273 -1275, 2004.
SCHNEIDER, J. “Non Oriented Electrical Steels: Present Status And Trends” In.: Soft
Magnetic Materials’ 98 ed. Gorham / Intertech Consulting, sem páginas, 1998.
SHIMANAKA, H.; ITO, Y.; IRIE, T.; MATSUMURA, K.; NAKAMURA, H.; SHONO, Y.
Non oriented Si-Steels Useful for Energy Efficient Electrical Apparatus. In: Energy
Efficient Electrical Steels, p.193-204, 1981.
SHIMANAKA, H.; ITO, Y.; MATSUMURA, K.; FUKUDA, B. Recent development on
non-oriented electrical steel sheets. Journal of Magnetism and Magnetic Materials, v.26,
p. 57-64, 1982.
SHIMAZU, T.; SHIOZAKI, M.; KAWASAKI, K. Effect of Temper Rolling on Texture
Formation of semi-processed Non-Oriented steel. Journal of Magnetism and Magnetic
Materials, v.133, p. 147-149, 1994.
TAKANOHASHI, R.; CAMPOS, M. F. de; LANDGRAF, F. J. G.; FALLEIROS, I. G. S.;
CHAGAS, F. C.; PINTO, A. L.; VIANA, C. S. da C.; KAHN, H.; FRONZAGLIA, G. C.
Regiões de Grãos de Mesma Orientação em Aços Elétricos com 1,25% Si
Recristalizados. Contribuição apresentada no 55° Congresso Anual da ABM, Rio de
Janeiro, 2000.
TAKANOHASHI, R. Efeito do tamanho de grão inicial e de um recozimento
intermediário na microestrutura e textura cristalográfica de aços elétricos.
Dissertação de Mestrado, Escola Politécnica da Universidade de São Paulo, 2003.
TAKASHIMA, M.; KAN, T.; OBARA, T. Texture Improvement in High-Permeability
Nonoriented Electrical Steel by Antimony Addition. Journal of Materials Engineering
and Performance, vol. 2, p. 249-254, 1993.
TAKASHIMA, M.; KOMATSUBARA, M.; MORITO, N. {001}<210> Texture
Development by Two-Stage cold rolling method in non-oriented electrical steel. ISIJ
International, v. 37, n. 12, p. 1263-1268, 1997.
TSCHIPTSCHIN, A. P.; SANTOS, C. P. dos; CUNHA, M. A. da; LIMA, N.B. de Influência
da taxa de deformação na textura de um aço silício de grão não orientado. Anais do
55° Congresso da ABM, Rio de Janeiro, RJ, CD-ROM, pp.1461-1470, 2000.
160
USHIMAGI, Y.; SUGA, Y.; NAKAYAMA, T.; TAKAHASHI, N. Process for production
of double-oriented electrical steel sheet having high flux density. lnt. Cl.5 C21D 8/12.
EP 0 318 051. Nov, 28, 1988.
VANDERSCHUEREN, D.; KESTENS, L.; VAN HOUTTE, P.; AERNOUDT, E.;
DILEWIJNS, J.; MEERS, U. The effect of cross rolling on texture and magnetic
properties of non oriented electrical steels. Textures and Microstructures, v. 14-18, p.
921-926, 1991.
VIANA, C. S. da C. Apostila do Curso “Deformação, Recristalização e Textura”.
Associação Brasileira de Metalurgia e Materiais, 2001.
WALTER, J. L.; KOCH, E. F. Electron microscope study of the structures of cold-rolled
and annealed (100)[001] crystals of high-purity silicon-iron. Acta Metallurgica, vol. 10,
p.1059-1075, Nov. 1962.
YASHIKI, H.; KANEKO, T. Effect of hot-band annealing on the Magnetic Properties of
Low Si Non-oriented Electrical Steel Sheets. The Sumitomo Search, No. 44, December,
1990.
YASHIKI, H.; KANEKO, T. Effect of hot-band annealing on anisotropy of magnetic
properties in low-Si semi-processed electrical steels. Journal of Magnetism and
Magnetic Materials, Vol. 112, p. 200-202, 1992.
Livros Grátis
( http://www.livrosgratis.com.br )
Milhares de Livros para Download:
Baixar livros de Administração
Baixar livros de Agronomia
Baixar livros de Arquitetura
Baixar livros de Artes
Baixar livros de Astronomia
Baixar livros de Biologia Geral
Baixar livros de Ciência da Computação
Baixar livros de Ciência da Informação
Baixar livros de Ciência Política
Baixar livros de Ciências da Saúde
Baixar livros de Comunicação
Baixar livros do Conselho Nacional de Educação - CNE
Baixar livros de Defesa civil
Baixar livros de Direito
Baixar livros de Direitos humanos
Baixar livros de Economia
Baixar livros de Economia Doméstica
Baixar livros de Educação
Baixar livros de Educação - Trânsito
Baixar livros de Educação Física
Baixar livros de Engenharia Aeroespacial
Baixar livros de Farmácia
Baixar livros de Filosofia
Baixar livros de Física
Baixar livros de Geociências
Baixar livros de Geografia
Baixar livros de História
Baixar livros de Línguas
Baixar livros de Literatura
Baixar livros de Literatura de Cordel
Baixar livros de Literatura Infantil
Baixar livros de Matemática
Baixar livros de Medicina
Baixar livros de Medicina Veterinária
Baixar livros de Meio Ambiente
Baixar livros de Meteorologia
Baixar Monografias e TCC
Baixar livros Multidisciplinar
Baixar livros de Música
Baixar livros de Psicologia
Baixar livros de Química
Baixar livros de Saúde Coletiva
Baixar livros de Serviço Social
Baixar livros de Sociologia
Baixar livros de Teologia
Baixar livros de Trabalho
Baixar livros de Turismo
