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UNIVERSIDADE TECNOLÓGICA FEDERAL DO PARANÁ
PR
UNIVERSIDADE TECNOLÓGICA FEDERAL DO PARANÁ
CAMPUS DE CURITIBA
DEPARTAMENTO DE PESQUISA E PÓS-GRADUAÇÃO
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA
E DE MATERIAIS - PPGEM
ADRIANO ROGÉRIO KANTOVISCKI
CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL
DE AÇOS DE ALTA RESISTÊNCIA E BAIXA LIGA
TRIP 800
CURITIBA
AGOSTO/2005
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ADRIANO ROGÉRIO KANTOVISCKI
CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL DE
AÇOS DE ALTA RESISTÊNCIA E BAIXA LIGA
TRIP 800
Dissertação apresentada como requisito parcial
à obtenção do título de Mestre em Engenharia,
do Programa de Pós-Graduação em Engenharia
Mecânica e de Materiais, Área de Concentração
em Engenharia de Materiais, do Departamento
de Pesquisa e Pós-Graduação, do Campus de
Curitiba, da UTFPR.
Orientador: Prof. Paulo César Borges, Doutor
CURITIBA
AGOSTO/2005
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TERMO DE APROVAÇÃO
ADRIANO ROGÉRIO KANTOVISCKI
CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL DE
AÇOS DE ALTA RESISTÊNCIA E BAIXA LIGA
TRIP 800
Esta Dissertação foi julgada para a obtenção do título de mestre em engenharia,
área de concentração em engenharia de materiais, e aprovada em sua forma final
pelo Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica e de Materiais.
_________________________________
Prof. Silvio Luiz de Mello Junqueira, Ph.D
Coordenador de Curso
Banca Examinadora
__________________________________ __________________________________
Prof. Paulo César Borges , Doutor Prof. Carlos M. G. da Silva Cruz, Doutor
(UTFPR) (UTFPR)
__________________________________ __________________________________
Prof. Antonio Eduardo Martinelli, Ph.D. Prof. Carlos Henrique da Silva, Doutor
(UFRN) (UTFPR)
Curitiba, 08 de agosto de 2005.
Anexos iii
Dedico ao futuro e ao sucesso do Brasil
e também à minha família.
Anexos iv
AGRADECIMENTOS
Os meus sinceros agradecimentos à UTFPR pela possibilidade de
desenvolver o trabalho nas suas dependências e ao meu grande mestre, orientador
e sincero amigo, Prof. Dr. Eng. Paulo César Borges, pelos ensinamentos,
direcionamentos, discussões e comentários a respeito dos trabalhos realizados.
Gostaria de agradecer à minha esposa, Andréia Lara Lopatko Kantoviscki e à
minha filha Allana Lopatko Kantoviscki, pela paciência pelas muitas horas que deixei
de lhes dedicar a devida atenção para dedicar-me a este trabalho.
Aos meus pais, Plácido Rogério Kantoviscki e Edite Kantoviscki, pelos
ensinamentos constantes a respeito da garra e da vontade de crescer como ser
humano.
Ao meu irmão, Douglas Kantoviscki, o maior incentivador de minha vida
pessoal e profissional.
A CSN – Companhia Siderúrgica Nacional e aos seus técnicos do Centro de
Pesquisas pela ajuda na execução dos ensaios.
Ao Engenheiro Ricardo de Melo Brito pelo apoio, orientação e exemplo tanto
no campo pessoal como profissional.
Aos técnicos da área de Qualidade da GalvaSud S.A., em especial ao Sr.
João José de Moraes, que em nenhum momento mediram esforços para me ajudar
na execução dos ensaios e no transporte de amostras ao Centro de Pesquisas da
CSN.
A TKS – Thyssen Krupp Stahl – Alemanha e seus Engenheiros pela doação
das amostras e pela dicas e informações técnicas fornecidas.
A BOSCH – Unidade de Curitiba pela realização dos ensaios de Raio-X.
A CAPES/PROCAD pelo financiamento parcial deste trabalho.
E a todas as outras pessoas, amigos e professores que me incentivaram e
ajudaram na conclusão desta etapa.
Á Deus, força maior de minha vida.
Anexos v
“O teu espírito é o verdadeiro escudo”
Morihei Ueshiba
Anexos vi
KANTOVISCKI, Adriano Rogério, Caracterização Mecânica e Microestrutural de
Aços de Alta Resistência e Baixa Liga TRIP 800, 2005, Dissertação (Mestrado em
Engenharia) - Programa de Pós-graduação em Engenharia Mecânica e de Materiais,
Universidade Tecnológica Federal do Paraná, Curitiba, 2005.
RESUMO
O principal material empregado na fabricação de carrocerias automobilísticas é o
aço aplicado na sua forma plana (chapas de aço). Em geral, quando é necessário o
aumento de segurança e de desempenho em praticamente qualquer parte de um
veículo sendo ele de qualquer natureza, utilizam-se aços especiais de alta
resistência. Atualmente a aplicação dos aços de alta resistência na indústria
automobilística está centrada nos aços DP (Dual Phase), nos aços TRIP
(Transformation Induced Plasticity) e nos aços CP (Complex Phase), sendo os aços
TRIP o objeto de estudo deste trabalho. A tecnologia para a produção destes
materiais tem sido incrementada a cada dia, com melhores técnicas de
processamento tais como: refinamentos microestruturais, laminação e recozimento
contínuo controlado, tratamentos a vácuo, entre outros. Como resultado, a qualidade
e a aplicabilidade destes novos materiais estão sendo incrementadas grandemente,
sendo que a aplicabilidade destes aços pode ser ampliada para várias partes dos
veículos com conseqüente diminuição de peso, sem mudanças significativas em
custos estruturais. O objetivo deste trabalho foi caracterizar mecanicamente o aço
de alta resistência TRIP 800, descrevendo suas mudanças microestruturais
decorrentes do processo de deformação por estiramento uniaxial através de análises
por microscopia óptica microscopia eletrônica de varredura e difração de raios-X.
Este estudo enfatizou o fenômeno envolvido na transformação martensítica que
ocorre no material com a aplicação de deformações visando melhor entendimento
dos mecanismos de endurecimento envolvidos neste fenômeno, relacionando suas
peculiaridades com a estabilidade da austenita residual e com a capacidade de
conformação do material. A caracterização mecânica foi realizada através de
ensaios de tração e a caracterização microestrutural foi realizada Microscopia
Óptica, Microscopia Eletrônica de Varredura e Difração de Raios-X.
Anexos vii
Os resultados obtidos de propriedades mecânicas e da caracterização
microestrutural via Raios-X estão de acordo com as literaturas consultadas. Os
resultados de caracterização microestrutural via Microscopia Óptica e Microscopia
Eletrônica de Varredura não foram considerados satisfatórios em termos da
confiabilidade dos resultados obtidos pela dificuldade na avaliação das
microestruturas e na obtenção de uma solução adequada de ataque para a
revelação das fases presentes. Neste trabalho, a difração de Raios-X se mostrou o
método mais adequado para a caracterização metalúrgica das fases presentes antes
e após a deformação aplicada no aço TRIP 800.
Palavras chave: aços de alta resistência, aço TRIP, caracterização mecânica
Anexos
viii
ABSTRACT
The main material used in the manufacture of automotive vehicle bodies are the
plates of steel. In general, when it´s necessary an increasement of security and of
performance in practically any part of the vehicle, of any nature, it is used especial
steels of high resistance. Currently, the application of high resistance steel on the
automotive industries is centered on DP steels (Dual Phase), TRIP steels
(Transformation Induced Plasticity) and CP steels (Complex Phase), considering that
the TRIP steels are the objects of study in this assignment. The technology for the
production of these materials have been developed each day, with the bests
processing techniques, such as: microstructural refinements, lamination and
continuous and controlled annealing, vaccuum treatments, and so on. As a result, the
quality and applicability of these new materials are being greatly developed; and this
applicability can be amplified for several parts of the vehicles with a consequent
reduction of weight, without significant changes in structural costs. The objective of
this assignment was to mechanically characterize the high resistance steel TRIP 800,
describing your microstructural changes resulted from the process of deformation by
uniaxial strenght test, by optical microscopy analysis, scanning electron microscopy
and rays-X diffraction. The Rays-X diffraction was the method more efficcient to do
the methallurgycal characterization of the mycroestructural phases presents below
and after the elongation applied in the TRIP 800 Steel.
Key words: high resistance steels, TRIP steel, mechanical characterization
Anexos ix
SUMÁRIO
AGRADECIMENTOS................................................................................................
iv
RESUMO..................................................................................................................
vi
ABSTRACT...............................................................................................................
viii
LISTA DE FIGURAS.................................................................................................
xi
LISTA DE TABELAS.................................................................................................
xiv
LISTA DE SIMBOLOS, ABREVIATURAS E SIGLAS...............................................
xv
1. INTRODUÇÃO......................................................................................................
1
1.1 Premissas do Comportamento Mecânico dos Aços....................................
1
1.2 Aços para a Indústria Automobilística ........................................................
1
1.3 Aços TRIP – Introdução .............................................................................
3
2. AÇOS TRIP ..........................................................................................................
5
2.1 Aspectos Metalúrgicos – Processamento ...................................................
5
2.2 A Influência dos Elementos de Liga no Processamento.............................
9
2.2.1 O Efeito do Carbono ....................................................................... 10
2.2.2 O Efeito do Manganês..................................................................... 10
2.2.3 O Efeito do Fósforo .........................................................................
10
2.2.4 O Efeito do Silício ..……………………………………………………..
11
2.2.5 O Efeito do Alumínio .......................................................................
11
2.2.6 O Efeito do Nióbio............................................................................
12
2.3 Aspectos Microestruturais .........................................................................
12
2.4 Comportamento Mecânico...........................................................................
16
3. AVALIAÇÃO DE PROPRIEDADES MECÂNICAS DE CHAPAS DE AÇO........
20
Anexos x
3.1 Ensaio de Tração.........................................................................................
20
4. METODOLOGIA EXPERIMENTAL....................................................................
25
4.1 Composição Química .................................................................................
25
4.2 Caracterização Mecânica............................................................................
26
4.3 Caracterização Microestrutural ...................................................................
27
4.3.1 Microscopia Óptica...........................................................................
27
4.3.2 Difração de Raios-X.........................................................................
28
5. RESULTADOS E DISCUSSÕES......................................................................
30
5.1 Composição Química..................................................................................
30
5.2 Caracterização Mecânica ...........................................................................
31
5.2.1 Propriedades Intrínsecas e para Conformação – Fase 1................ 31
5.2.2 Repetibilidade de Resultados Gerados pela Instron – Fase 2.........
34
5.2.3 Ensaios para a Quantificação da Austenita Retida – Fase 3...........
35
5.3 Caracterização Microestrutural....................................................................
37
5.3.1 Microscopia Óptica...........................................................................
37
5.3.2 Difração de Raios-X.........................................................................
42
6. CONCLUSÕES..................................................................................................
51
7. TRABALHOS FUTUROS...................................................................................
53
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS..........................................................................
55
ANEXO 1...................................................................................................................
62
Anexos xi
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 - Fatores que influenciam o processo de fabricação de peças
conformadas............................................................................................
2
Figura 2 - Perfil tempo x temperatura típico de um aço TRIP laminado a quente....
5
Figura 3 - Esquema de resfriamento controlado para aços Dual Phase e TRIP
propostos por BLECK, 2002...................................................................
6
Figura 4 - Diagrama Geral de Processamento dos Aços Dual Phase e Aços TRIP
(Editado de BLECK, 2002)......................................................................
6
Figura 5 - Esquema de recozimento intercrítico aplicável a aços TRIP laminados
a frio proposto por BLECK , 2002............................................................
8
Figura 6 - Efeitos dos principais elementos de liga no processamento de Aços
TRIP.........................................................................................................
9
Figura 7 - Esquema que mostra a mudança de nucleação da martensita assistida
por tensão para induzida por deformação, dependendo da temperatura
e da tensão..............................................................................................
14
Figura 8 - Representação esquemática da transformação martensítica em função
da aplicação de esforços triaxiais, durante um ensaio de tração............
15
Figura 9 - Relação entre alongamento total e limite de escoamento de várias
categorias de materiais de alta resistência amplamente utilizados na
estrutura dos automóveis modernos, comprando com aços inoxidáveis
de alta resistência....................................................................................
16
Figura 10 - Influência da taxa de resfriamento na fração de austenita retida e no
limite de resistência para um aço TRIP 700............................................
17
Figura 11
-
Resistência à tensão, alongamento e fração de austenita versus
tempo de solubilização até 400 °C...........................................................
18
Figura 12
-
Relação entre Tensão, porcentagem de alongamento e porcentagem
de austenita retida residual para um aço TRIP 800.................................
18
Figura 13
-
Geometria do corpo de prova para ensaio de tração..............................
20
Figura 14 - Curva tensão – deformação reais de um material que obedece a lei
de encruamento exponencial, (a) em escala normal e (b) em escala
log-log......................................................................................................
21
Figura 15 - Definições de anisotropia normal e planar............................................. 24
Anexos xii
Figura 16 - Etapas de caracterização e avaliação do aço TRIP 800........................
25
Figura 17 - Esquema demonstrativo da
região do corpo de prova da qual foram
retiradas amostras para a avaliação microestrutural...............................
27
Figura 18 - Evolução do coeficiente de encruamento n em função da deformação
verdadeira................................................................................................
33
Figura 19
-
Diagrama Tensão x Deformação Amostra 1 - 90° com o sentido de
laminação.................................................................................................
34
Figura 20 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 2 - 90°
com o sentido de
laminação.................................................................................................
34
Figura 21 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 3 - 90° com o sent
ido de
laminação.................................................................................................
35
Figura 22 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 4 - 90°
com o sentido de
laminação.................................................................................................
35
Figura 23 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 6% - 90° com o sentido de
laminação.................................................................................................
36
Figura 24 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 12% - 90° com o sentido de
laminação.................................................................................................
36
Figura 25 - Diagrama Tensão x Deformação Amostra 18% - 90° com o sentido de
laminação.................................................................................................
36
Figura 26 - Microestrutura Aço TRIP 800 – 0% de estiramento...............................
37
Figura 27 - Microestrutura Aço TRIP 800 – 6% de estiramento.............................. 38
Figura 28 - Microestrutura Aço TRIP 800 – 12% de estiramento............................. 38
Figura 29 - Microestrutura Aço TRIP 800 – 18% de estiramento............................. 38
Figura 30 - Microestrutura esquemática – Aço TRIP 800.........................................
39
Figura 31 - Modelo de distribuição de Ferrita e Austenita....................................... 40
Figura 32 - Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 0% de
Estiramento..............................................................................................
41
Figura 33 - Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 6% de
Estiramento..............................................................................................
41
Figura 34 - Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 12% de
Estiramento..............................................................................................
42
Anexos
xiii
Figura 35 - Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 18% de
Estiramento..............................................................................................
42
Figura 36 - Difratograma típico de um aço multifásico TRIP 800............................. 43
Figura 37 - Região Espectral 2θ = 78.34° para amostra deformada em 0%
(Gama).....................................................................................................
44
Figura 38 - Região Espectral 2θ = 105.68° para amostra deformada em 0% (Alfa)
44
Figura 39 - Região Espectral 2θ = 127.33° para amostra deformada em 0%
(Gama).....................................................................................................
45
Figura 40 - Região Espectral 2θ = 78.44° para amostra deformada em 6%
(Gama).....................................................................................................
45
Figura 41 - Região Espectral 2θ = 105.78° para amostra deformada em 6% (Alfa)
46
Figura 42 - Região Espectral 2θ = 127.48° para amostra deformada em 6%
(Gama).....................................................................................................
46
Figura 43 - Região Espectral 2θ = 77.98° para amostra deformada em 12%
(Gama).....................................................................................................
47
Figura 44 - Região Espectral 2θ = 105.26° para amostra deformada em 12%
(Alfa)
47
Figura 45 - Região Espectral 2θ = 127.14° para amostra deformada em 12%
(Gama) ....................................................................................................
47
Figura 46 - Região Espectral 2θ = 78.08° para amostra deformada em 18%
(Gama).....................................................................................................
48
Figura 47 - Região Espectral 2θ = 105.43° para amostra deformada em 18%
(Alfa)
48
Figura 48 - Região Espectral 2θ = 127.27° para amostra deformada em 18%
(Gama).....................................................................................................
49
Figura 49 - Gráfico - Relação entre Tensão de Resistência x Deformação x
Austenita Retida.......................................................................................
49
Anexos
xiv
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 – Composições químicas típicas de vários tipos de aço TRIP................. 9
Tabela 2 – Propriedades mecânicas de vários tipos de Aço TRIP segundo a
THYSSEN.................................................................................................................
19
Tabela 3: Soluções, concentrações e tempo de ataque para Aços TRIP.................
28
Tabela 4: Composição química do aço TRIP 800 avaliado......................................
30
Tabela 5: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Ângulo 0° com relação ao
sentido de laminação................................................................................................
32
Tabela 6: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Ângulo 45° com relação
ao sentido de laminação...........................................................................................
32
Tabela 7: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Ângulo 90° com relação
ao sentido de laminação...........................................................................................
32
Tabela 8: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 avaliado – Fase 1 - Valores
Médios de Três Ensaios............................................................................................
32
Tabela 9: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 avaliado – Fase 2.................
34
Tabela 10: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 – Fase 3..............................
35
Tabela 11: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 – 0% de deformação.. 44
Tabela 12: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 – 6% de deformação.. 45
Tabela 13: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 – 12% de deformação
46
Tabela 14: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 – 18% de deformação
48
Tabela 15: Valores de distância interplanar (d) e parâmetro de rede para a
Martensita de acordo com seus teores de carbono..................................................
62
Tabela 16: Valores de distância interplanar (d) para a austenita..............................
63
Anexos xv
LISTA DE SIMBOLOS, ABREVIATURAS E SIGLAS
ABNT – Associação Brasileira de Normas Técnicas
ARBL – Alta Resistência e Baixa Liga
BH – Efeito / aço “bake hardening”
CAL – Continuous annealing line
CAPL – Continuous annealing and processing line
CP – Aços “Complex Phase”
d – Distância Interplanar
JCPDS – Joint Commitee on Powder Diffraction Standards
LE – Limite de Escoamento
LR – Limite de Resistência
% AL – Porcentagem de Alongamento
Ms – Transformação martensítica
n – Expoente de encruamento
PM – “partial martensitic”
r – Coeficiente de anisotropia
TIBT – Temperatura de transformação isotérmica da bainita
Anexos
xvi
tICA – Tempo de permanência na temperatura intercrítica
TICA – Temperatura Intercrítica
TMS – Aços martensíticos Thyssen
Tsol – Temperatura de solubilização
TRIP – Aços com efeito “transformation induced plasticity”
ULSAB - AVC – Ultra ligth steel auto body – Advanced vehicle concept
Anexos 18
Anexos 1
1.0 INTRODUÇÃO
1.1 PREMISSAS DO COMPORTAMENTO MECÂNICO DOS AÇOS
Já é classicamente conhecido em metalurgia que o aumento do Limite de
Resistência e do Limite de Escoamento fazem diminuir a porcentagem de
alongamento uniforme (ZACKAY, et al. 1967), sendo que o alongamento uniforme é
uma grandeza que possui grande importância nas aplicações de conformação, tais
como em componentes automotivos estampados. Sabe-se também que a taxa de
endurecimento ou encruamento produzida pelas interações das discordâncias é
inadequada para compensar o aumento de tensão na região de estricção sendo que
outros mecanismos já estão sendo discutidos com respeito a este tema na
comunidade científica especializada em metalurgia. Este encruamento ou
endurecimento gera por conseqüência um menor alongamento antes da região de
estricção e um alto expoente ou coeficiente de encruamento, n, quando se avaliam
corpos ensaiados em ensaios de tração. Uma maior interação das discordâncias
pode também ser produzida com a aplicação de uma deformação plástica com o
objetivo de aumentar a tensão de escoamento (PARISH, 2000).
Transformações de fase também podem ocorrer durante a deformação
plástica, tomando-se como exemplo a transformação de austenita em martensita
quando se aplicam deformações com valores suficientes para provocar este efeito
(austenita em aços austeníticos metaestáveis ou austenita retida em aços
multifásicos) aumentado assim o encruamento localizado. Este processo pode
também gerar ganhos no alongamento total e aumentos de ductibilidade e
conformabilidade, sem grandes diminuições de resistência mecânica, devido a
alterações volumétricas ocorridas como resultado destas transformações de fase.
(PARISH, 2000).
1.2 AÇOS PARA A INDÚSTRIA AUTOMOBILÍSTICA
Um dos paradigmas atuais da ciência dos materiais é a tentativa do aumento
de resistência mecânica do aço sem prejudicar a sua capacidade de deformação
nos processos de conformação mecânica. As chapas de aço utilizadas na indústria
Anexos 2
automobilísticas em geral requerem boa resistência mecânica e boa capacidade de
conformação (SCHEID et al , 2003).
Além das propriedades relacionadas dos materiais citadas acima, existem
outros fatores que influenciam no processo de fabricação e nas propriedades dos
materiais usados para a fabricação de carrocerias e que estão elucidados no
diagrama da Figura 1.
Os desenvolvimentos mais modernos das empresas siderúrgicas para a
obtenção de boas características metalúrgicas são a utilização rotineira dos
seguintes processos (HOUBAERT et al. 2000):
• Recozimento contínuo, tipo CAL (¨continuous annealing line¨): A tira endurecida
pela laminação a frio passa por um processo de recozimento contínuo através de
diferentes zonas de aquecimento e resfriamento, com velocidades que variam
entre 60 a 120 m/min.
Chapa de
Aço
PROPRIEDADES
INTERNAS
Ângulo de
corte
Microestrutura
Folga de
corte
Estabilidade
Controle
Tipo de aço
Folga
Raios
Superfície
Ajuste
Compensadore
s
Projeto
Seqüência de
conformação
Encruamento
Anisotropia
Pureza
Microestrutura
Estiramento
Embutimento
Flambagem
Rugosidade
Abrasividade
Revestimento
Temperatura
FERRAMENTA
COMPONENTES
GEOMÉTRICOS
Desenho de
Raios
EQUIPAMENTOS
MECÂNICOS
Envelhecimento
Lubrificação
SUPERFÍCIE DA
CHAPA
CONFORMAÇÃO
PLÁSTICA
RESISTÊNCIA
Retorno Elástico
ESPESSURA
Dobramento
Resistência ao
Impacto
Atrito
Profundidade
de Estampagem
FERRAMENTA DE
CORTE
Profundidade
de Dureza
Figura 1: Fatores que influenciam o processo de fabricação
de peças conformadas.
(KANTOVISCKI, 2001).
Anexos 3
• Recozimento contínuo, tipo CAPL (¨continuous annealing and processing line¨):
Neste caso se incluem outros processamentos além do recozimento, como por
exemplo, a decapagem e/ou laminação de encruamento (¨skin-pass¨ ou ¨temper-
rolling¨).
• Metalurgia em vácuo: Permite reduzir a quantidade de elementos intersticiais,
como o carbono e o nitrogênio e obter aços mais puros, reduzindo assim a
quantidade de inclusões e carbonetos formados.
A grande maioria das partes que compõem uma carroceria automotiva e que
colaboram no aumento da segurança e no alto desempenho são feitas de aços
especiais de alta resistência. A elaboração destes aços é complexa e necessita de
várias etapas, sendo que algumas destas etapas já foram citadas acima
(LAGNEBORG, 1992).
Nos anos 70, os aços microligados seguidos dos aços ligados com fósforo
marcaram o início destes novos desenvolvimentos (FLORES et al, 1998). Na década
de 80 surgem os aços Dual Phase (DP), "Bake-Hardenig Steels" (BH) e os aços IF
(Intersticial-Free – Livre de Intersticiais - Ultra Baixo Carbono) (HOUBAERT et al ,
1996). Nos anos 90 surgiram os aços que apresentam a transformação induzida por
deformação (TRIP), objeto deste estudo. Mais recentemente surgiram os aços com
ultra-alta resistência como os aços CP (Complex Phase) e os aços TMS (Thyssen
Martensitic Steels). (HOUBAERT, 1996).
1.3 AÇOS TRIP – INTRODUÇÃO
ZACKAY et al. (1967), criaram o termo “TRIP’ quando estavam trabalhando
com aços de alta liga austeníticos. Depois, os aços TRIP foram estudados mais
detalhadamente por MATSUMURA et al. (1987). Através do estudo de
processamento de vários aços, eles observaram que alta resistência e boa
conformabilidade podem ser obtidas com a transformação de austenita para
martensita quando esta transformação for induzida por uma deformação aplicada no
material.
Mais atualmente o termo “Aços TRIP” está sendo usado para designar os
aços multifásicos que contém uma pequena fração volumétrica de austenita retida
(entre 5% e 15% ,dependendo do histórico de processamento termomecânico e da
composição química do aço) em uma matriz ferrita-bainita. A austenita aumenta a
Anexos 4
ductilidade do material pela sua transformação para martensita após deformação
(BLECK, 2002)
Estes aços apresentam melhor relação entre resistência e ductilidade quando
comparados com os aços microligados de alta resistência, resultante da
microestrutura formada no final do processo de recozimento contínuo: uma matriz
ferrítica dúctil, uma fase bainítica dura e austenita retida residual. Esta austenita é
transformada em martensita quando uma deformação considerável é aplicada no
material (processo de conformação plástica, por exemplo). Este fenômeno induz a
um aumento de volume de martensita no material e aumento da ductilidade do
material na direção da tensão provocando o chamado “Efeito TRIP” (CORNETTE, et
al . 2001). Este tema será tratado com mais detalhes nas seções subseqüentes.
Estes aços são de grande interesse para a indústria automotiva pelo seu
potencial de combinação de alta resistência e boa conformabilidade aliados a um
preço competitivo. A alta resistência influencia diretamente nos resultados dos testes
de Crash e redução de peso da carroceria. Os estudos destes aços demonstram
também que ele apresenta boa conformabilidade e possui grande potencial de
aplicação em peças de conformação mais severas tais como as de estampagem
profunda (ROMANO et al, 2000).
Neste trabalho realizou-se um estudo a respeito das propriedades mecânicas
e dos mecanismos microestruturais de endurecimento do aço TRIP 800 fabricado
pela Thyssen Krupp - Alemanha. Este estudo enfatizou o fenômeno envolvido na
transformação martensítica que ocorre no material com a aplicação de deformações
visando melhor entendimento dos mecanismos de endurecimento envolvidos neste
fenômeno, relacionando suas peculiaridades com a estabilidade da austenita
residual e com a capacidade de conformação do material. A caracterização
mecânica foi realizada através de ensaios de tração. A caracterização
microestrutural foi realizada através de Microscopia Óptica, Microscopia Eletrônica
de Varredura e Difração de Raios-X.
Anexos 5
2.0 AÇOS TRIP
2.1 ASPECTOS METALÚRGICOS – PROCESSAMENTO
O desenvolvimento recente dos aços TRIP mostra que muitas das
propriedades mecânicas apresentadas por este material são dependentes em
primeira análise da estabilidade de algumas fases residuais presentes em sua
microestrutura. Os aços TRIP modernos são produzidos basicamente de duas
maneiras: laminados a quente e/ou laminados a frio e recozidos. A Figura 2 mostra
um diagrama que demonstra o perfil de tempo x temperatura típica de um aço TRIP
laminado a quente.
Primeiramente as placas são aquecidas e mantidas por tempo suficiente para
que ocorra a homogeneização numa temperatura de austenitização (Tγ), seguido de
decapagem e aplicação de deformações de laminação em temperaturas
decrescentes. Em seguida, o material é recozido numa temperatura intercrítica
(TICA) onde A1 <TICA <A3, durante um tempo denominado tICA, sendo A1 e A3 os
limites inferior e superior de temperatura intercrítica respectivamente. Depois realiza-
se um resfriamento rápido até uma temperatura para a transformação isotérmica da
Bainita denominada TIBT onde TIBT ~300-500°C sendo MS <TIBT << A1. Durante o
resfriamento rápido desde a temperatura intercrítica TICA para a temperatura de
Tempo
Temperatura (
°
C)
tICA
tIBT
Laminação
TIBT
A1
TICA
A3
T
γ
Figura 2: Perfil tempo x temperatura típico de um aço TRIP laminado a
quente (Editado de ENGL et al . 1998)
Anexos 6
transformação isotérmica da Bainita TIBT é esperado que uma certa porcentagem
da austenita se transforme em ferrita. O material é então bobinado quando se
aproxima da temperatura de transformação isotérmica da Bainita TIBT,
permanecendo num estado isotérmico ou quase isotérmico durante algum tempo. A
Figura 3 (BLECK, 2002) mostra um esquema de resfriamento proposto para a
produção de tiras a quente de aços TRIP, onde se compara com um esquema
estabelecido para a produção de aços Dual Phase.
A Figura 4 (BLECK, 2002) mostra um diagrama geral de processamento dos
aços Dual Phase e Aços TRIP.
Figura 3: Esquema de resfriamento controlado para aços Dual Phase e TRIP
propostos por BLECK, 2002.
Figura 4: Diagrama Geral de Processamento dos Aços Dual Phase e Aços
TRIP (Editado de BLECK, 2002).
Anexos 7
Para os aços Dual Phase, a taxa de resfriamento deve ser baixa o suficiente
de modo a possibilitar que aproximadamente 85% da austenita se transforme em
ferrita, ocorrendo um enriquecimento de carbono da austenita remanescente. Ao
mesmo tempo, a taxa de resfriamento deve ser alta o suficiente para evitar a
formação de perlita e bainita e garantir a formação de martensita durante o
bobinamento a temperaturas baixas. Portanto, neste esquema é necessário inserir
um tratamento na faixa de temperaturas intercríticas de modo a se ter um controle
da cinética de formação máxima da ferrita.
Para aços TRIP de baixa liga é aplicada uma taxa de resfriamento ainda mais
baixa, uma vez que a formação da ferrita é atrasada devido ao efeito dos elementos
de liga e às concentrações mais altas de carbono. Da mesma forma que ocorre nos
aços Dual Phase, nos aços TRIP é necessário um controle da velocidade de
resfriamento na mesa de acabamento do laminador de tiras a quente de modo a
obter de 50 a 60% de ferrita pró-eutetóide. Entretanto, nos aços TRIP é necessário
que o bobinamento seja realizado na faixa de temperatura da formação de bainita
(ao redor de 400 a 500 °C), para se obter entre 25 a 40% de bainita entremeada de
5 a 15% de austenita retida (BLECK, 2002). A austenita retida é metaestável uma
vez que o enriquecimento de carbono da austenita remanescente das
transformações ferríticas (pró-eutetóide e bainítica) desloca a temperatura de início
de formação de martensita para temperaturas menores que a temperatura ambiente.
Quando se trata de laminação a frio é necessário que o estado de partida do
aço TRIP apresente alta ductilidade, em virtude da presença de uma microestrutura
constituída por ferrita e perlita. Essa microestrutura origina-se da aplicação de uma
temperatura de bobinamento muito alta, ao redor de 700 °C, segundo BLECK, 2002.
Após a laminação a frio, o material é então submetido a um tratamento
térmico (reaquecido no forno de recozimento/linha de zincagem contínua) até uma
temperatura intercrítica. Este tratamento intercrítico é composto por duas etapas,
sendo a primeira um recozimento intercrítico na faixa de temperaturas entre 780 e
880 °C, seguido de um resfriamento rápido até atingir a faixa de temperatura entre
350 e 500 °C, onde a maior parte da austenita é transformada em bainita, seguido
de um resfriamento ao ar.
A Figura 5 mostra um esquema do recozimento intercrítico aplicável a aços
TRIP laminados a frio (BLECK, 2002).
Anexos 8
A microestrurura após o recozimento intercrítico apresenta uma porcentagem
aproximadamente igual de ferrita e austenita, mas ao contrário da microestrutura dos
aços TRIP laminados à quente, parte da ferrita já estava na microestrura antes do
recozimento sendo que, outra parte se formou durante o resfriamento a partir da
temperatura intercrítica. De um modo geral, as frações volumétricas dos diferentes
produtos de transformação, obtidas através do recozimento intercrítico (após a
laminação à frio) são análogas às obtidas nos aços multifásicos laminados a quente.
O resfriamento é interrompido acima da temperatura de início de
transformação martensítica (Ms). Taxas muito baixas de resfriamento podem
diminuir a fração de austenita retida com conseqüente aumento das quantidades de
ferrita e perlita. Altas taxas não são favoráveis à transformação austenítica. Se o
nível de carbono remanescente na austenita é baixo, ocorre a formação de
martensita, gerando altos níveis de resistência à tração e baixa ductilidade.
Até 400°C, temperatura de início de solubilização, ocorreu pouca ou nenhuma
transformação bainítica, o teor de carbono na austenita é baixo e conseqüentemente
a transformação martensítica é alta, gerando martensita e alta resistência à tração
com baixa fração de austenita.
Figura 5: Esquema de recozimento intercrítico aplicável a aços TRIP
laminados a frio proposto por BLECK (2002).
Anexos 9
Figura 6: Efeitos dos principais elementos de liga no processamento de aços
TRIP (BLECK, 2002)
Ms
Si, Al, P, V, Nb
C, Mn, Cr, Mo
C, Mn, Nb
Al
C, Mn, Si,
Mo, Nb
2.2 A INFLUÊNCIA DOS ELEMENTOS DE LIGA NO PROCESSAMENTO
A figura 6 mostra um diagrama TTT simplificado (BLECK, 2002) onde estão
resumidos os efeitos principais dos elementos de liga no processamento dos aços
TRIP. O conhecimento das ações e interações destes elementos é fundamental para
a compreensão do desenvolvimento microestrutural e para o controle das
transformações de fase de austenita para ferrita com diferentes quantidades de
carbono. Segundo BLECK, 2002, este diagrama resume que para os aços TRIP a
supressão da precipitação de carbonetos durante a transformação bainítica (gerada
principalmente pelo teor de Silício e Alumínio) parece ser de fundamental
importância no processo de fabricação do referido material.
Os elementos de liga mais importantes para este aço são Mn, Si, P e Al.
A Tabela 1 mostra a composição química de vários tipos de aços TRIP em
porcentagem de massa (BLECK, 2002).
TIPO C Mn P Si Al Nb V
Mn-Si
0.20 1.50 ---- 1.50 ---- ---- ----
Mn-Al
0.20 1.50 ---- 0.10 1.80 ---- ----
Mn-P
0.15 2.00 0.03 ---- ---- ---- ----
Mn-Si-Al
0.30 1.50 ---- 0.30 1.20 ---- ----
Mn-Si-P
0.15 1.50 0.01 0.60 ---- ---- ----
Mn-Si-Nb
0.20 1.50 ---- 1.5 ---- 0.04 ----
Mn-Si-V
0.15 1.50 ---- 0.6 ---- ---- 0.06
Tempo
Temperatura (
°
C)
Austenitização Resfriamento
Si, Al, P
Si, Al, P
Ferrita
Bainita
A
A
Tabela 1: C
omposição química de vários tipos de aços
TRIP
(BLECK, 2002).
Anexos 10
2.2.1 O EFEITO DO CARBONO
O carbono é o principal elemento de liga pelo qual todas as transformações
de fase são notavelmente afetadas e através do qual a microestrutura final e as
propriedades mecânicas são controladas. A concentração de carbono é um dos
fatores de que depende a estabilidade da austenita, o que torna possível a presença
de austenita retida na temperatura ambiente. Entretanto, outras exigências tais como
a soldabilidade, limitam o teor de carbono a valores em torno de 0.25%.
2.2.2 O EFEITO DO MANGANÊS
Primeiramente, o manganês é um elemento estabilizante da austenita.
Verifica-se em SVERDLIN et al, 1997 que para a adição de 1% em massa de Mn
ocorre uma redução de 50°C na temperatura Ms. Esta é a maior redução entre os
elementos substitucionais. Grandes adições de Manganês são usadas na fabricação
de vários aços TRIP e estão na ordem de 1,5 a 2,5% em massa (JAQUES et al,
1998). Devido à propensão do manganês em estabilizar a austenita, ele contribui
grandemente para a fração volumétrica de austenita retida.
O manganês também aumenta a solubilidade do carbono na austenita,
permitindo um enriquecimento adicional e diminuindo a reação perlítica, aumentando
as faixas de resfriamento. Níveis excessivos deste elemento podem promover a
precipitação de carbonetos na austenita. O manganês juntamente com o silício,
pode afetar a tensão superficial do aço prejudicando ou até impossibilitando o
processo de zincagem por imersão a quente (ZHAO, 1992).
2.2.3 O EFEITO DO FÓSFORO
Aumentando-se a quantidade de fósforo aumenta-se proporcionalmente a
quantidade de austenita retida, principalmente quando este está na presença de Si
ou Al (BLECK, 2002). Este comportamento é atribuído à ocorrência de diversos
fatores que atuam simultaneamente. Primeiramente, o fósforo e o silício inibem a
formação de carbetos, deixando mais carbono em solução para enriquecimento da
austenita. Outro fator a considerar é que o fósforo é um elemento que provoca maior
dureza no aço e maior resistência mecânica quanto está em solução sólida pelo
Anexos 11
aumento da contração interna da matriz. Esta contração pode aumentar a retenção
da austenita (CHEN et al, 1989).
2.2.4 O EFEITO DO SÍLÍCIO
O silício não é um elemento estabilizante da austenita. Na verdade ele eleva a
temperatura eutetóide ferrita-austenita e reduz significativamente a atividade do
carbono na ferrita (SMITH, 1993). Entretanto é usual se adicionar quantidades de
silício nos aços TRIP variando de 1,5 a 2,5% em massa com o objetivo de aumentar
a porcentagem de austenita retida (TSUKATANI et al, 1991).
A explicação para a contradição exposta acima (Si não estabiliza a austenita
mas, pode colaborar para aumento de sua quantidade) é a de que o silício diminui a
velocidade de precipitação de carbetos, especialmente da cementita, por ser um
elemento grafitizante. O silício tem baixa solubilidade na cementita, ou seja, aços
com alto teor de silício não criam condições adequadas para a formação de grandes
quantidades de cementita dificultando a conseqüente formação de perlita. Assim
uma maior quantidade de carbono permanece livre para enriquecer a austenita e
favorecer sua estabilização, diminuindo a temperatura de início de transformação
martensítica (DE MEYER et al, 1999)
2.2.5 O EFEITO DO ALUMÍNIO
O Alumínio tem um comportamento muito similar ao comportamento do silício,
ou seja, facilita a precipitação de carbetos. Alguns estudos mostram que o alumínio
sozinho ou sua combinação com o fósforo podem ser substituídos em todo, ou em
partes, pelo silício em aços TRIP devido ao seu baixo potencial de endurecimento
por solução sólida. (TRAINT, 2000). O Alumínio é, também, formador de ferrita, e
apesar de não ser solúvel na cementita, apresenta um efeito mais fraco na
supressão da formação de carbetos, quando comparado com o Silício. (VERLINDEN
et al, 2001). Como desvantagem do uso do alumínio, pode-se mencionar o aumento
acentuado da temperatura Ms.
2.2.6 O EFEITO DO NIÓBIO
Anexos 12
Sendo o nióbio um elemento fortemente formador de carbonetos, ele atua
como refinador de grãos. Durante as transformações da austenita em ferrita pró-
eutetóide e para ferrita bainítica, a taxa de nucleação desses microconstituintes é
muito aumentada, levando a um enriquecimento maior de carbono na austenita
remanescente nessas transformações, favorecendo a estabilidade da mesma. Isso
conduz a uma maior conformabilidade, devido ao aumento do efeito TRIP associado
à austenita remanescente.
A presença do nióbio em solução sólida pode favorecer o enriquecimento de
carbono da austenita, contribuindo assim na sua estabilidade (BLECK et al, 1998).
2.3 ASPECTOS MICROESTRUTURAIS
Um número muito grande de estudos está sendo desenvolvido objetivando-se
o endurecimento por deformação em aços multifásicos, como é o caso do aço TRIP
(PARISH, 2000). Para a explicação do mecanismo de endurecimento por
deformação que acontece nos aços multifásicos, alguns pesquisadores estão
aplicando a teoria do endurecimento por deformação proposta por Ashby em seus
trabalhos a respeito da deformação plástica de materiais não homogêneos (ASHBY,
1970). Os resultados obtidos são consistentes e a aplicação desta teoria para os
aços multifásicos ainda está em fase de desenvolvimento (PARISH, 2000).
Os estudos desenvolvidos atualmente apontam para a mesma direção, ou
seja, o aumento da fração volumétrica de uma segunda ou terceira fase (austenita
e/ou martensita) resulta em um aumento de resistência mecânica e também em um
aumento do endurecimento por deformação (encruamento).
O controle da transformação de austenita retida metaestável em martensita
durante a deformação elástica é um dos aspectos mais importantes para se definir o
comportamento mecânico dos aços multifásicos de baixa liga. Em geral, isso requer
que a deformação seja realizada acima da temperatura de início de transformação
martensítica, mas abaixo de uma temperatura que caracteriza a instabilidade
mecânica da fase austenítica.
Durante o resfriamento contínuo até a temperatura ambiente, a austenita
pode se transformar espontaneamente em martensita caso não esteja
suficientemente enriquecida com carbono, sem a necessidade de deformação.
Geralmente, os sítios preferenciais de nucleação são os defeitos do reticulado
Anexos 13
cristalino, tais como defeitos pontuais, lacunas, discordâncias, defeitos de
empilhamento, maclas, interfaces e pequenos precipitados.
A transformação de austenita para martensita influencia diretamente nos
mecanismos de arranjo das discordâncias, tanto com sua propagação como com o
arranjo espacial e deslizamento. Faz-se uma analogia ao fenômeno da maclagem
por que desta maneira se consegue compreender a maioria dos parâmetros que
exercem influência direta na propagação das discordâncias e que influenciam
diretamente a transformação martensítica (MOULIN, 2001).
Nestes sítios preferenciais citados acima existem certos arranjos atômicos
favoráveis para a nucleação da martensita, os quais poderiam ser transformados em
martensita estável, através de vibrações térmicas dos reticulados, ou mesmo por
tensões aplicadas (BHADESHIA, 2001). Os defeitos do reticulado que se encontram
perto dos contornos de grão tendem a migrar para estes lugares, diminuindo
conseqüentemente o número de sítios de nucleação próximos aos contornos. Além
disso, o crescimento das placas de martensita é impedido pelos contornos de grãos.
Isso mostra que materiais com grãos finos tendem a apresentar uma forte
estabilização da austenita (BHADESHIA, 2001).
A aplicação de tensões ou deformações produz um aumento na quantidade
de defeitos cristalinos na austenita, especialmente do número de discordâncias, o
que aumenta o número de sítios para o início da transformação martensítica. A
deformação plástica excessiva pode, entretanto, estabilizar mecanicamente a
austenita e suprimir a transformação, já que um aumento na densidade de
discordâncias pode provocar um aumento dos sítios potenciais de nucleação. Muita
deformação pode introduzir restrições ao crescimento dos núcleos, em decorrência
das tensões internas produzidas. Esse efeito de estabilização também pode ser
provocado pela deformação plástica devido à acomodação das tensões em torno de
uma placa de martensita formada, sem a aplicação de forças externas
(BHADESHIA, 2001).
Acima da temperatura de início de transformação martensítica (Ms), a
austenita pode se transformar em martensita sob deformação. De acordo com a
figura 7 (BLECK, 2002), as temperaturas M
s
σ
e M
d
(sob aplicação de tensão ou
quando deformada) são normalmente utilizadas para descrever a estabilidade da
austenita, visto que elas definem a resistência que o material oferece à
transformação na presença de tensão ou deformação. A temperatura M
s
σ
é aquela
Anexos 14
na qual a natureza da transformação da austenita retida em martensita muda da
assistida por tensão para induzida por deformação.
Entre M
s
e
M
s
σ
(trecho AB), a nucleação é originada somente por esforços do
tipo elástico, e ocorre em muitos sítios onde poderia ser originada por resfriamento
(abaixo de M
s
) tais como: subestruturas de deformação e configurações de
discordâncias.
Na temperatura M
s
σ
a tensão necessária para iniciar a transformação
martensítica é igual ao limite de escoamento da austenita (ponto B). Acima desta
temperatura (trecho BC), a austenita é deformada e a nucleação da martensita é
induzida por deformação plástica, sendo que a tensão correspondente permanece
aproximadamente constante (início do trecho BC). Neste caso, a nucleação da
martensita depende da formação de novos sítios, os quais aparecem como produto
das interações entre as discordâncias. As intersecções das bandas de cisalhamento
na austenita metaestável têm se mostrado como sítios efetivos para a nucleação da
martensita induzida por deformação. As bandas de cisalhamento podem se
apresentar na forma de martensita ε’, maclas mecânicas, ou grupos densos de
defeitos de falhas de empilhamento. Quando se atinge uma temperatura M
d
, a
Figura 7: Esquema que mostra a mudança de nucleação da martensita
assistida por tensão para induzida por deformação, dependendo da
temperatura e da tensão (BLECK, 2002).
Temperatura
Anexos 15
transformação de austenita em martensita é suprimida devido à estabilidade
mecânica da austenita nessa temperatura.
Em aços TRIP de baixa liga, a estabilidade da austenita também depende
consideravelmente da geometria e da orientação dos planos atômicos no reticulado
cristalino (BLECK, 2002). Uma vez que a transformação da austenita em martensita
é acompanhada por uma expansão de volume, a austenita será estabilizada pela
presença de uma pressão hidrostática no reticulado. Estima-se que o efeito da
tensão hidrostática diminua a temperatura M
s
aproximadamente 10 °C por cada 100
MPa.
A transformação da martensita sob tensão pode ser explicada pelo esquema
da figura 8 (BLECK, 2002), que mostra uma porção do volume da martensita (α’)
que se forma na austenita (γ) circundada por grãos vizinhos de ferrita (α) e ferrita
bainítica (α
b
). A variação de volume associado à transformação martensítica dos
aços carbono é da ordem de 2 a 5%.
Quando há ausência de pressão hidroestática (P), a transformação da
austenita retida em martensita com uma tensão de tração aplicada (σ
1
) deve-se a
uma tensão de cisalhamento (τ) paralela ao plano de hábito (plano preferencial de
deformação) e a uma tensão normal (σ) perpendicular a este. Na ausência da tensão
de tração, a pressão hidroestática diminui a temperatura M
s
devido à tensão de
cisalhamento ser igual a zero e a dilatação ser suprimida. Uma interação entre
tensão de tração e pressão hidroestática não muda a tensão de cisalhamento,
portanto, a austenita retida é sujeita a um estado de tensão com uma razão de
Figura 8: Representação esquemática da transformação martensítica em função
da aplicação de esforços triaxiais, durante um ensaio de tração (BLECK, 2002).
Anexos 16
cisalhamento-dilatação mais alta que irá suprimir a transformação, mas promoverá o
deslocamento por deslizamento na austenita.
2.4 COMPORTAMENTO MECÂNICO
Apesar dos desafios inerentes ao controle dos parâmetros de processamento
para se atingir a microestrutura multifásica, os aços TRIP oferecem combinações de
resistência e ductilidade mais altas que os aços Dual Phase.
A figura 9 ilustra uma comparação entre as propriedades mecânicas de uma
variedade de famílias de aços de alta resistência, assim como de ligas típicas de
alumínio e magnésio, aplicadas nas estruturas dos automóveis, mostrando os
atributos favoráveis dos aços TRIP.
Os aços TRIP também apresentam uma notável taxa de encruamento
permitindo que estes materiais absorvam mais energia em testes de Impacto (Crash
Test) quando comparados com aços de Alta Resistência e Baixa Liga (ARBL)
convencionais.
Figura 9: Relação entre alongamento total e limite de escoamento de várias categorias de
materiais de alta resistência amplamente utilizados na estrutura dos automóveis modernos,
comparando com aços inoxidáveis de alta resistência (ULSAC-AVC, 2001).
Anexos 17
Taxa de Resfriamento (°C/segundo)
Tensão (MPa)
Austenita Retida (%)
% Austenita
Tensão
Figura 10: Influência da taxa de resfriamento na fração de austenita retida e no limite de
resistência para um aço TRIP 700 (CORNETTE et al, 2001)
Em particular a austenita retida desempenha um importante papel no
aumento da absorção de energia dos aços TRIP. A fração de austenita retida e sua
distribuição, em geral, também têm mais benefícios que a presença da martensita no
processo de conformação, já que o alongamento uniforme aumenta com a elevação
da fração de austenita na matriz.
A conformabilidade - quantificada como o produto da tensão de resistência e
alongamento total – aumenta rapidamente com o aumento da relação austenita/
martensita (aproximadamente 5%) e, em seguida, permanece constante para os
aços Dual Phase. Com aumentos além dos 5% citados acima, o Limite de
Resistência aumenta a o Alongamento Total diminui. (RIGSBEE et al, 1979).
Notadamente, a interpretação mais moderna dos aços TRIP informa que toda a
austenita residual se transforma em martensita já nos primeiros estágios de
deformação antes da região de estricção (PYCHMINTSEV et al, 2002).
O diagrama da figura 10 mostra a influência da taxa de resfriamento na fração
de austenita retida e no limite de resistência para um aço TRIP 700.
O diagrama da figura 11 demonstra uma relação entre resistência à tração,
alongamento, fração de austenita retida versus tempo solubilização.
Anexos 18
Estudos indicam também um efeito benéfico da presença da austenita nos
aços que originalmente não são projetados para contê-la. Verificou-se ainda que se
a relação entre limite de escoamento e limite de resistência for menor que 0,6, a
presença da austenita retida é muito benéfica para o comportamento mecânico do
aço (NAKAOKA et al, 1999).
A figura 12 mostra a relação entre o limite de resistência, porcentagem de
alongamento e porcentagem de austenita retida residual para um aço TRIP 800
(CORNETTE, 2001).
Deformação (%)
Limite de Resistência (MPa)
% Austenita Retida
Austenita Retida %
Figura 12: Relação entre limite de resistência, porcentagem de alongamento e
porcentagem de austenita retida residual para um aço TRIP 800 (CORNETTE, 2001).
Tempo de Solubilização (segundos)
Tensão (MPa)
Austenita Retida ; Alongamento (%)
Alongamento
Austenita Retida
Tensão
Figura 11: Resistência à tensão, alongamento e fração de austenita versus
tempo de solubilização até 400 °C (CORNETTE et al, 2001)
Anexos 19
A tabela 2 mostra as propriedades mecânicas de alguns tipos de aço TRIP
fabricados pela Thyssen (valores obtidos na direção de laminação, em uma base de
medida de amostras ISO de 20 x 80 mm).
Esta capacidade de encruamento e nível de resistência e alongamento
qualifica o aço TRIP 800 para aplicações em peças que quando solicitadas,
absorvem grande quantidade de energia (CORNETTE et al, 2001) e para se
aproveitar ao máximo as potencialidades deste aços, convém, na fase de concepção
das peças, levar em conta as características do metal após conformação e não as
do metal plano.
De maneira esquemática, a boa conformabilidade deste aço permite realizar
peças de segurança e de estrutura de geometrias simples ou complexas, se o
retorno elástico e as suas propriedades forem levadas em consideração desde a
concepção inicial do projeto.
Convém ressaltar a importância desta caracterização inicial já que para a
obtenção de um bom resultado final na estampagem de chapas originando uma
peça livre de falhas, é de fundamental importância o conhecimento de suas
propriedades mecânicas e de seus estados de deformação (CADA, 1996).
O grande endurecimento por deformação dos aços TRIP, juntamente com os
resultados promissores que este material tem apresentado, constituem especiais
interesses para a sua aplicação industrial, porém ainda existem muitas questões
científicas pendentes de resposta referentes aos reais fenômenos que regem o
comportamento deste material, como por exemplo, uma melhjor elucidação dos
fenômenos que realmente regem a transformação martensítica por deformação que
acontece neste aço.
Grau
Lim. Escoamento
LE
(N/mm
2
)
Lim. de Resistência
LR (N/mm
2
)
Alongamento (%)
L
0
=80 mm
Espessura < 3 mm
n
TRIP 600 – BQ
380/480 590/700 > 26 > 0.20
TRIP 700 – BQ
410/510 690/800 > 24 > 0.19
TRIP 800 – BQ
420/550 780/900 > 23 > 0.18
TRIP 800 – BF
> 450 780/900 > 21 -
Tabela 2: Propriedades mecânicas de vários graus de aço TRIP (THYSSEN)
BF
-
Laminado à frio
BQ
-
Laminado à quente
Legenda:
Anexos 20
3.0 AVALIAÇÃO DE PROPRIEDADES MECÂNICAS DE CHAPAS DE
AÇO
Existem vários métodos de avaliação de propriedades mecânicas de chapas
de aço, sendo que o mais utilizado pela sua facilidade na obtenção de resposta é o
ensaio de tração (SCHAEFFER, 2001).
3.1 ENSAIO DE TRAÇÃO
O ensaio de tração pode ser classificado como um ensaio mecânico estático
de utilização universal. É usado tanto para determinar as propriedades mecânicas
essenciais ao projeto, como no controle de qualidade dos materiais quer quando
ainda na forma de matéria-prima, quer quando já na forma de produto acabado.
Este é um ensaio realizado conforme as normas DIN 10002 e NBR-6152, sem
atrito e de tração uniaxial realizado numa máquina universal de ensaios mecânicos,
onde o corpo de prova é fixo por garras e o movimento se dá na direção vertical. O
ensaio de tração é realizado com velocidade constante e consiste em submeter um
corpo de prova a uma carga de tração continuamente crescente até que se atinja a
fratura. Durante o ensaio registra-se simultaneamente a variação do comprimento de
referência através de extensômetros (por exemplo, do tipo indutivo ou resistivo)
aplicados diretamente sobre o corpo de prova, em função da carga instantânea de
tração (F) presente durante o ensaio. A Figura 13 mostra a geometria característica
de um corpo de prova para o ensaio de tração (L
0
=80 mm) DIN 50125.
20 ± 1 mm
120
mm
30 mm
Figura 13: Geometria do corpo de prova para ensa
io de Tração (
DIN 50125)
Anexos 21
O levantamento do diagrama tensão convencional (σc) vs. deformação
relativa (ε) constitui o resultado do ensaio realizado (SHIGLEY et al, 1992).
A Figura 14 mostra a curva de um material que obedece a lei do encruamento
exponencial. Da sua análise pode-se observar a região de comportamento elástico,
região de escoamento das discordâncias, região de encruamento uniforme e região
de escoamento não uniforme. O ensaio convencional permite determinar através do
diagrama σ x ε algumas propriedades mecânicas do material, como: Módulo de
Elasticidade (E), Limite de Escoamento (LE) e Limite de Resistência (LR).
A tensão convencional ou nominal (σc) é obtida dividindo-se a carga
instantânea (F) pela área inicial da seção transversal (S
0
) do corpo de prova, ou
seja:
0
S
F
c =
σ
Equação 1
A deformação relativa é a extensão linear média que se obtém dividindo a
variação de comprimento da zona de referência,
∆
l, pelo respectivo comprimento
inicial, l
0
.
0
0
0
l
ll
l
l
f
−
=
∆
=
ε
Equação 2
Figura 14: Curva tensão – deformação reais de um material que obedece a lei de encruamento
exponencial, (a) em escala normal e (b) em escala log-log (DIETER, 1976)
Anexos 22
O parâmetro n (coeficiente de encruamento) pode ser calculado conforme
exposto na equação 3.
=
ε
σ
σ
ε
d
d
n .
Equação 3
O módulo de elasticidade mede a rigidez do material em relação à tensão e a
deformação na zona elástica. O limite de escoamento marca a passagem do estado
elástico para o plástico, caracterizando o movimento das discordâncias do material.
O limite de resistência corresponde ao ponto de máxima carga atingida durante o
ensaio. O grau de encruamento é um dado que caracteriza o comportamento do
material, pois um material com alto valor de n, tem alto grau de conformabilidade,
isto é, suporta uma maior quantidade de deformação uniforme em tração do que
outro material com valor baixo de n.
Nos casos em que é necessária uma representação matemática do
comportamento mecânico do material é usada a curva de escoamento real do
material. Esta curva fornece valores da tensão de escoamento durante todo o
processo de escoamento considerando o encruamento do material. Uma forma geral
da representação matemática para a curva de escoamento verdadeira ou real é
descrita pela equação de Ludwik-Hollomon, mostrada a seguir.
n
K
εσ
.=
Equação 4
Onde :
σ
= Tensão Verdadeira
ε
= Deformação plástica verdadeira
K
= Constante do material
n = Coeficiente de encruamento que varia de 0 a 1.
Uma maneira de calcular o valor da constante K de um dado material é aplicar
o logarítmico na equação 4, obtendo-se a seguinte equação:
ε
σ
logloglog nK
+
=
Equação 5
A curva de escoamento verdadeira ou real pode ser calculada usando os
resultados do ensaio de tração convencional. A deformação verdadeira (
ε
) é dada
pela integração do comprimento inicial (l
0
) e instantâneo (l), conforme equação 6.
0
ln
0
l
l
dl
l
l
==
ε
Equação 6
Anexos 23
O valor da tensão de escoamento (
σ
) é determinada em função da força
instantânea pela seção deformada instantânea ou verdadeira (S
1
). Portanto tem-se:
1
S
F
=
σ
Equação 7
A seção verdadeira é calculada empregando a deformação relativa partindo
da equação 2, logo:
ε
+
=
1
0
1
S
S
Equação 8
O endurecimento por deformação é representado pelo expoente para o
endurecimento por encruamento ou coeficiente de encruamento, n, sendo que a
porção elástica da curva corresponde a
n
= 1 quando
K
=
σ
na equação 4.
(JIMENEZ et al, 1970).
O coeficiente de encruamento, n, é importante para se estimar a
conformabilidade do material, porque um valor alto de n significa maior resistência à
estricção: ao iniciar-se a formação de qualquer pescoço no espécime tracionado, ali
se concentra a deformação e o pescoço endurece mais rapidamente do que as
porções adjacentes, tendendo, portanto a transferir para estas a deformação.
Pode-se mostrar que, para um material que obedece a equação 4, o valor de
n é numericamente igual à deformação uniforme máxima
ε
u
, ou seja, a deformação
natural calculada para o início da estricção, representando portanto também uma
medida da ductilidade do material.
O valor do coeficiente de encruamento n é considerado de grande importância
pois ele quantifica a capacidade do material em distribuir a deformação
uniformemente, principalmente nos casos de aplicação em estampagem, sendo n a
inclinação da curva logarítmica de tensão versus deformação. Quanto mais
acentuada esta curva maior é o valor de n e mais uniforme é a distribuição das
deformações na presença de um gradiente de tensões. Materiais com n mais
elevados prestam-se melhor a operações de conformação que envolvam tração,
pois o aparecimento de estricção numa peça conformada pode levar à inutilização
da mesma.
O valor do coeficiente de anisotropia (r) pode ser determinado através da
seguinte equação:
Anexos 24
efetivaespesura
efetivaural
r
,
,arg
ε
ε
=
Equação 9
A partir da razão de deformação nas três direções principais são calculados
os valores da anisotropia média e planar, demonstradas nas equações 10 a 11 a
seguir respectivamente.
4
.2
90450
ooo
rrr
r
m
+
+
=
Equação 10
2
.2
90450
ooo
rrr
r
+
−
=∆
Equação 11
Dois tipos de anisotropia podem ser distinguidas, a anisotropia planar e a
anisotropia normal, conforme mostra a Figura 15.
Na anisotropia planar, as propriedades do material diferem na direção com
relação ao plano da chapa. Na anisotropia normal, propriedades na direção de
espessura da chapa diferem das propriedades planares.
Como é mais fácil medir as variações de comprimento que as de espessura,
normalmente o valor de anisotropia se calcula a partir das medidas de largura e
comprimento, considerando que o volume se mantém constante antes e depois da
deformação plástica.
Direção de Laminação
Anisotropia Planar
Anisotropia normal
r
45
r
90
r
0
Figura 15: Definições de anisotropia normal e planar (SAAB TUNNPLAT)
Anexos 25
4.0 METODOLOGIA EXPERIMENTAL
Para a realização do trabalho foram utilizadas amostras de chapas de aço
TRIP 800 laminadas a frio e recozidas com espessura de 1,4 mm. Estas amostras
foram fornecidas pela Thyssen Krupp Stahl – Alemanha. Informações detalhadas a
respeito das variáveis de controle de processo para a fabricação do referido material
não foram fornecidos pelo fabricante.
A Figura 16 mostra um fluxograma que resume as etapas de caracterização e
avaliação que foram realizadas no aço TRIP 800 estudado.
4.1 COMPOSIÇÃO QUÍMICA
A composição química do aço estudado foi determinada via espectrômetro de
emissão óptica sendo que foram realizados três ensaios para validar os resultados
obtidos.
AÇO TRIP 800
PROPRIEDADES
MECÂNICAS
ESTUDO DA TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA INDUZIDA POR % DE
ESTIRAMENTO UNIFORME RELACIONANDO A % DE ESTIRAMENTO
UNIFORME COM A PORCENTAGEM DE AUSTENITA RETIDA E A
TRANFORMAÇÃO DE γ α’
ANÁLISE MICROESTRUTURAL
MICROSCOPIA ÓPTICA
MEV – MICROSCOPIA ELETRÕNICA DE VARREDURA
RAIO-X
ENSAIOS DE TRAÇÃO COM CRESCENTES VALORES DE % DE
ESTIRAMENTO AVALIANDO A REPETIBILIDADE E PREPARANDO O
MATERIAL PARA A PRÓXIMA ETAPA
Figura 16: Etapas de caracterização e avaliação do aço TRIP 800
Anexos 26
4.2 CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA
Os ensaios de tração realizados visaram determinar as características
mecânicas de resistência à tração do aço TRIP analisado. As amostras para todos
os ensaios foram retiradas da região considerada útil do material laminado, ou seja,
distantes 300 mm da borda da tira.
Os corpos de prova de tração (base 80 mm), preparados conforme figura 13
deste trabalho, possuíam na zona de medição 80 mm como comprimento inicial (l0).
Estes corpos de prova foram confeccionados por uma prensa mecânica Georg
através de uma matriz de corte com o formato do corpo de prova. Após serem
prensados, realizou-se um lixamento nas bordas dos corpos de prova objetivando-se
eliminar pequenas trincas e imperfeições que pudessem influenciar nos resultados.
O equipamento utilizado para medir a variação de deformação do
comprimento na zona de medição foi um clip gauge (extensômetro) da marca Instron
modelo 2630-100. Os ensaios foram conduzidos com velocidade constante de três
mm/min até o limite de escoamento, e após este limite, utilizou-se a velocidade de
dez mm/min até o rompimento.
Primeiramente, foram realizados ensaios para a caracterização mecânica do
material, sendo que foram ensaiados nove corpos de prova de tração, cada três
deles retirados em direções diferentes em relação ao sentido de laminação, ou seja,
0
°
, 45
°
e 90
°
, ou seja, foram retirados e ensaiados três corpos de prova para cada
direção.
Numa segunda etapa foram ensaiados quatro corpos de prova retirados à 90
°
do sentido de laminação com o objetivo de avaliar a repetibilidade de
comportamento mecânico do material (repetibilidade de valores de ensaio) e definir
a deformação uniforme, selecionando as porcentagens de estiramento a serem
utilizadas no estudo da evolução microestrutural com o aumento da porcentagem de
estiramento, definida na terceira e próxima etapa.
Numa terceira etapa foram executados ensaios de tração com porcentagens
crescentes de estiramento. Os carregamentos estáticos e os alongamentos
desejados foram programados previamente na máquina de tração. Esta etapa teve
como objetivo a avaliação da estabilidade microestrutural frente a porcentagens de
estiramento crescentes, determinando-se desta maneira a relação entre a
porcentagem de estiramento e a composição das fases presentes no aço estudado.
Anexos 27
Todos os ensaios para a avaliação das propriedades mecânicas e estudo da
evolução microestrutural com a porcentagem de estiramento foram realizados em
uma máquina servohidráulica INSTRON 5582 com célula de carga de 10000 Kgf
(sem fundo de escala devido ao fato da máquina ser automática) e foram realizados
a uma temperatura constante de 22
°
C.
4.3 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL
O aço estudado foi caracterizado quanto à sua microestrutura usando
microscopia óptica (MO), Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) e Difração de
Raios-X.
O esquema mostrado na figura 17 demonstra de uma maneira simples a
região do corpo de prova da qual foram tiradas amostras para a avaliação
microestrutural.
4.3.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
A preparação das amostras seguiu procedimentos metalográficos
convencionais, isto é, lixamento em seqüência de lixas até 2400 mesh e polimento
em pasta de diamante na seqüência 6, 3, 1 e ¼
µ
m. O ataque metalográfico mais
adequado para a revelação das fases foi estudado por TOURRUCÔO (1999), que
realizou vários testes em termos de tipos de soluções, seqüência e tempo de
aplicação. Segundo a literatura citada, a solução mais eficaz para revelar as fases é
à base de ácido nítrico ou dissulfito de potássio. A tabela 3 mostra as concentrações
e tempos de ataque propostas por TOURRUCÔO.
Região de retirada de amostras para a
caracterização microestrutural
Figura 17: Esquema demonstrativo da região do corpo de prova da
qual foram retiradas amostras para a avaliação microestrutural
Anexos 28
Tabela 3: Soluções, concentrações e tempo de ataque para Aços TRIP
Solução Concentração Tempo
Nital 2% em álcool 2 segundos
Dissulfito de potássio 10% em água 45 segundos
Vários outros procedimentos têm sido citados em literatura para revelar a
microestrutura de vários aços e muitas destas técnicas estão resumidas em
VANDER VOORT (1984). Na avaliação realizada neste trabalho utilizou-se para
ataque o nital 2%, já que as tentativas na utilização do reagente dissulfito de
potássio, citado por TOURRUCÔO (1999), não foram eficazes e não conseguiu-se
um bom resultado e nem uma repetibilidade dos resultados citados.
4.3.2 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X
As amostras para a difração de Raios-X foram preparadas por lixamento e
polimento convencional já que o material utilizado possuía uma camada de zinco
superficial. A geração dos espectros de difração das amostras de aço TRIP foi
realizada por um difratômetro da marca Siemens usando radiação de Cu-K
α
da
BOSCH - Unidade de Curitiba.
Os parâmetros utilizados no equipamento foram os seguintes:
a) Método de Bragg – Brentano
b) Varredura de 20 a 140
°
c) Passo: tempo 1 segundo;
d) Anodo: Cu
e) Voltagem: 30 kVolts
f) Corrente: 40 mA
g) Fendas: 1mm, 1mm e 0.2 mm
h) Filtro: Potássio
Os espectros característicos obtidos pelo difratômetro de Raios-X para cada
uma das amostras foram comparados com difratogramas existents no trabalho de
PARISH (2001) e os valores de 2
θ
característicos para a austenita retida foram
comparados com o banco de dados do equipamento que é alimentado pelos
padrões de difração da JCPDS (Joint Commitee on Powder Diffraction Standarts).
Anexos 29
Os valores de 2
θ
característicos obtidos foram, também, comparados com os
valores existentes nos trabalhos de PARISH (2001) e TOURRUCÔO (1999).
Anexos 30
5.0 RESULTADOS E DISCUSSÕES
5.1 COMPOSIÇÃO QUÍMICA
A composição química do aço estudado foi determinada via espectrômetro de
emissão óptica e a média obtida após a realização de três ensaios para a validação
dos resultados está demonstrada na tabela 4 (valores em % de massa).
C Mn
P
(máx.)
Si Al Nb V
Material
Avaliado
0.205 0.98 0.017 0.87 0.040
<0.001
----
Quando se comparam os resultados de composição química obtidos e
apresentados na tabela 4 com os resultados citados na tabela 1 (BLECK, 2002)
percebe-se que a composição química obtida está mais próxima da composição
química do aço TRIP Mn-Si-P, já que o manganês e o silício são os elementos mais
significativos em quantidade. O fósforo se apresentou dento da composição
aproximada para o referido tipo de aço TRIP e o teor de alumínio não se apresentou
em quantidades significativas para ser considerado na classificação.
O manganês e o silício possuem um papel muito importante no controle da
cinética das transformações de fase e em particular na estabilidade da austenita e
no aumento de sua quantidade, conforme já citado na seção 2.2 deste trabalho.
Percebe-se que quando se comparam as tabelas 1 e 4, a quantidade de manganês
está abaixo dos valores considerados ideais para todos os tipos de aço TRIP, o que
pode ser prejudicial no controle da cinética das transformações de fase durante a
fase de produção do referido material e também pode ser prejudicial na estabilidade
da austenita retida e no aumento de sua quantidade, ou seja, a quantidade de
austenita retida pode se apresentar inferior ao relatado em literatura. O silício está
com uma porcentagem um pouco maior do que o considerado ideal para o referido
tipo de aço TRIP. A adição em excesso deste elemento pode ter sido intencional,
objetivando uma compensação da menor quantidade de Manganês adicionado, já
que os dois elementos provocam praticamente o mesmo efeito metalúrgico, ou seja,
o aumento da resistência do material através do endurecimento por solução sólida.
Tabela 4: Composição
química do aço TRIP 800 avaliado
Anexos 31
Convém citar que o Manganês é muito mais efetivo na estabilização da austenita
retida do que o Silício porém, níveis excessivos deste elemento podem promover a
precipitação de carbonetos na austenita. O manganês juntamente com o silício pode
afetar a tensão superficial do aço prejudicando ou até impossibilitando o processo de
zincagem por imersão a quente por dificultar a formação da camada superficial.
O fósforo é usado quando a adição de alumínio e silício tem que ser limitada.
No caso da composição química obtida, o fósforo se apresentou com uma
porcentagem um pouco maior (0,017%). A quantidade obtida, segundo BLECK
(2002), já é suficiente para retardar a cinética de precipitação de carbonetos e
conferir um aumento de resistência mecânica. Este aumento de resistência
mecânica ocorre por que o fósforo é um elemento muito efetivo no endurecimento
por solução sólida.
Como os efeitos do fósforo podem ser somente consumados na presença do
silício ou do alumínio, o seu teor em excesso pode ser explicado pelo teor em
excesso também apresentado pelo silício. Eles podem ter sido adicionados em
excesso objetivando um melhor equilíbrio estequiométrico de composição. Se a
adição de fósforo excede 0,4%, e o equilíbrio estequiométrico com o silício e/ou com
o alumínio se rompe, o fósforo pode segregar para os contornos de grão e diminuir a
ductilidade do material.
5.2 CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA
5.2.1 PROPRIEDADES INTRINSECAS E PARA CONFORMAÇÃO – FASE 1
O grau de encruamento das chapas foi calculado através da equação 2
apresentada no subcapítulo 3.1. Para isso foi tomado o cuidado de tomar os pontos
compreendidos entre o limite de escoamento, o limite de resistência e o
alongamento, que é a garantia de deformação uniforme do material.
Os índices de anisotropia normal e planar para os dois materiais foram
calculados conforme equações 10, 11 e 12, respectivamente.
Os resultados dos valores de propriedades mecânicas e de conformação
obtidas na caracterização mecânica do material estão mostrados na tabela de 5 a 8.
Anexos 32
Amostra Lim. De
Escoamento
LE (N/mm
2
)
Lim. de Resistência
LR (N/mm
2
)
Alongamento
Total (%)
Alongamento
Uniforme (%)
n r
1
548,00
854,00
23,10
19,40
0,19
1,08
2
541,00
851,00
24,50
20,40
0,20
1,08
3
544,00
852,00
24,50
18,90
0,19
1,08
Média
544,33
852,33
24,03
19,57
0,20
1,08
Desvio Padrão
3,51
1,53
0,81
0,76
0,00
0,00
Amostra
Lim. De
Escoamento
LE (N/mm
2
)
Lim. de Resistência
LR (N/mm
2
)
Alongamento
Total (%)
Alongamento
Uniforme (%)
n r
1
543,00
855,00
23,10
19,10
0,19
1,04
2
539,00
857,00
23,20
20,00
0,19
1,08
3
549,00
850,00
23,90
19,90
0,19
1,01
Média
543,67
854,00
23,40
19,67
0,19
1,04
Desvio Padrão
5,03
3,61
0,44
0,49
0,00
0,04
Amostra
Lim. De
Escoamento
LE (N/mm
2
)
Lim. de Resistência
LR (N/mm
2
)
Alongamento
Total (%)
Alongamento
Uniforme (%)
n r
1
538,00
855,00
23,50
18,90
0,19
1,00
2
539,00
850,00
23,50
20,20
0,19
1,08
3
542,00
850,00
23,90
19,90
0,18
1,01
Média
539,67
851,67
23,63
19,67
0,19
1,03
Desvio Padrão
2,08
2,89
0,23
0,68
0,01
0,05
Ângulo com relação ao sentido de laminação
Propriedades Mecânicas e de
Conformação
0
°
°°
°
45
°
°°
°
90
°
°°
°
Lim. Elástico R
p0,2
(N/mm
2
)
544,33 543,67 539,67
Lim. de Resistência R
M
(N/mm
2
)
852,33 854,00 851,67
Alongamento Total (%)
24,03 23.40 23,63
Alongamento Uniforme (%)
19.57 19.67 19.67
Coeficiente de Encruamento (n)
0,20 0,19 0,19
Anisotropia (r)
1.08 1,04 1,03
Anisotropia Normal (r
m
)
1,06
Anisotropia Planar (∆
∆∆
∆r)
0,02
Tabela 8: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 av
aliado
–
Fase 1
-
Valores Médios de Três Ensaios
Tabela 5: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 –
Ângulo 0°
°°
° com relação ao sentido de laminação
Tabela 6: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 –
Ângulo 45°
°°
° com relação ao sentido de laminação
Tabela 7: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 –
Ângulo 90°
°°
° com relação ao sentido de laminação
Anexos 33
Quando se comparam os resultados de propriedades mecânicas citadas pelo
fabricante THYSSEN e contidos na Tabela 2, com os resultados de propriedades
mecânicas obtidas neste trabalho e citados na tabela 8, percebe-se que o TRIP 800
estudado apresentou resultados similares e dentro das faixas consideradas ideais
para este tipo de aço.
Convém ressaltar que os valores mostrados na tabela 2 se referem a valores
de propriedades obtidos na direção de laminação do referido material. A THYSSEN
não cita em seus catálogos técnicos valores considerados adequados de anisotropia
normal (r) e anisotropia planar (
∆
r). Os valores obtidos foram comparados pelo autor
deste trabalho com valores obtidos num estudo feito na SEAT/Volkswagen entre os
anos de 2000 e 2001 a respeito das características de estampabilidade
apresentadas pela TRIP 800. Os resultados obtidos se mostram adequados aos
obtidos no estudo citado.
A Figura 18 mostra a evolução do coeficiente de encruamento n em função da
deformação verdadeira comparando-se dois aços multifásicos, um aço Dual Phase
600 e um aço TRIP 800.
Comparando-se os resultados obtidos no cálculo de n e mostrados na Tabela
8 para o aço TRIP, com os resultados obtidos por MOULIN, 2001, percebe-se que o
valor de n obtido esta coerente com relação ao trabalho citado.
Coeficiente de Encruamento, n
Deformação verdadeira (%)
Figura 18: Evolução do coeficiente de encruamento n em função da
deformação verdadeira (MOULIN, 2001)
Anexos 34
5.2.2 REPETIBILIDADE DE RESULTADOS GERADOS PELA INSTRON – FASE 2
Na tabela 9 são mostrados os resultados dos quatro corpos de prova que
foram testados para a avaliação de uniformidade dos resultados obtidos por
amostras retiradas da mesma chapa. Todos os corpos de prova foram retirados à
90
°
da direção de laminação já que esta direção representa a condição mais crítica
em termos de propriedades mecânicas.
Amostra
Lim. De
Escoamento
LE (N/mm
2
)
Lim. de Resistência
LR (N/mm
2
)
Alongamento
Total (%)
Alongamento
Uniforme (%)
n r
1 548 854 21,1 19,1 0,193
1,080
2 550 861 24,0 20,4 0,201
1,084
3 544 864 24,0 19,0 0,194
1,076
4 553 852 21,3 18,8 0,190
1,089
Média
548,75 857,75 22,60 19,33 0,19
1,08
Desvio Padrão
3,77 5,68 1,62 0,73 0,00
0,01
As figuras 19 a 22 mostram os diagramas de tensão versus deformação para
as amostras citadas na tabela 10.
Tabela 9: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800 avaliado
–
Fase 2
Figura 19: Diagrama Tensão x Deformação
Amostra 1 - 90° com o sentido de laminação
Figura 20: Diagrama Tensão x Deformação
Amostra 2 - 90° com o sentido de laminação
Anexos 35
Quando se faz uma avaliação estatística dos resultados obtidos nos ensaios
dos quatro corpos de prova citados, percebe-se que houve uma boa uniformidade
nos valores obtidos, com valores de desvio padrão que podem ser considerados
baixos.
5.2.3 ENSAIOS PARA A QUANTIFICAÇÃO DA AUSTENITA RETIDA – FASE 3
Na Tabela 10 são mostrados os resultados dos três corpos de prova que
foram ensaiados com porcentagens crescentes de estiramento para a avaliação de
evolução microestrutural com a deformação, objetivando-se posterior quantificação
da austenita retida presente em função da deformação via MO, MEV e Difração de
Raios-X. Os ensaios de tração foram interrompidos com valores de deformação pré-
determinados. Todos os corpos de prova foram ensaiados a 90
°
da direção de
laminação.
Identificação
da Amostra
Lim. Elástico
R
p0,2
(N/mm
2
)
Alongamento
Pré-determinado
(%)
Alongamento
Total (%)
T6% 542 6 6
T12% 551 12 12
T18% 542 18 17.9
Durante a execução dos ensaios percebeu-se que a tensão aumentava
significativamente já nos primeiros estágios da deformação. Os fatores prováveis
para este fato incluem a grande transformação de austenita para martensita já nos
Figura 21: Diagrama Tensão x Deformação
Amostra 3 - 90° com o sentido de laminação
Figura 22: Diagrama Tensão x Deformação
Amostra 4 - 90° com o sentido de laminação
Tabela 10: Propriedades mecânicas do aço TRIP 800
–
Fase 3
Anexos 36
primeiros estágios da deformação, confirmando o que se afirma em literatura a
respeito (crescente aumento de fases duras na microestrutura do material já no
início da deformação) ou a presença de grande quantidade de martensita pré-
existente formada no processo de fabricação do aço. Este resultado confirma o que
foi citado em literatura por ITAMI et al, 1994, que afirma que a austenita retida com
baixo teor de carbono é plasticamente instável o suficiente para transformar-se já
nos primeiros estágios de deformação embora tenha identificado que os fatores que
influenciam na estabilização da austenita não sejam fatores constantes sendo que
este comportamento pode ser característico de cada situação.
Segundo ainda o que afirma ITAMI et al, 1994, deve-se levar em conta
também que a transformação da austenita retida para martensita está diretamente
ligada ao grau de enriquecimento desta austenita em carbono. Este fator depende
do tempo de austêmpera, ou seja, o histórico termomecânico do material influencia
diretamente nas propriedades mecânicas do mesmo. A austenita menos rica em
carbono é plasticamente mais instável e se transforma em martensita nos primeiros
estágios de deformação.
As Figuras 23 a 25 mostram as curvas de tensão versus deformação para as
amostras citadas na tabela 10.
Figura 23: Diagrama Tensão x Deformação
Amostra 6% - 90° com o sentido de laminação
Figura 24: Diagrama Tensão x Deformação
Amostra 12% - 90° com o sentido de laminação
Figura 25: Diagrama Tensão x Deformação
Amostra 18% - 90° com o sentido de laminação
Anexos 37
Sendo as propriedades mecânicas do material dependentes da estabilidade
da austenita retida e tendo em vista que esta não é constante para cada material
pois depende de muitos fatores e de suas interações, é muito complexa a
identificação do fator realmente controlador e que justifique aumentos ou
diminuições nas propriedades mecânicas.
5.3 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL
5.3.1 MICROSCOPIA ÓTICA
A microestruturas obtidas estão apresentadas na Figuras 26 a 29.
Pelas avaliações microestruturais realizadas, o aço TRIP 800 constitui-se
basicamente de quatro fases: bainita, martensita e austenita retida em matriz
ferrítica. A microestrutura se apresenta refinada sendo que a identificação detalhada
e a quantificação das fases via microscópio óptico (MO) não foi realizada pela
impossibilidade da separação visual e quantificação das fases presentes
detalhadamente. A utilização de metalografia colorida e de nanodureza são métodos
que poderiam colaborar na avaliação das supostas fases presentes porém neste
trabalho estes métodos não foram utilizados.
Figura 26: Microestrutura Aço TRIP 800 – 0% de Estiramento – Ataque Nital 2%
Direção do Estiramento
Direção de laminação
Anexos 38
Figura 27: Microestrutura Aço TRIP 800 – 6% de Estiramento – Ataque Nital 2%
Direção do Estiramento
Direção de laminação
Figura 28: Microestrutura Aço TRIP 800 – 12% de Estiramento – Ataque Nital 2%
Direção do Estiramento
Direção de laminação
Figura 29: Microestrutura Aço TRIP 800 – 18% de Estiramento – Ataque Nital 2%
Direção do Estiramento
Direção de laminação
Anexos 39
A Figura 30 mostra uma microestrutura esquemática (EHRHARDT et al, 2004)
com as fases que devem estar presentes num aço TRIP com caracteríticas similares
ao aço estudado neste trabalho.
A ferrita (matriz) se apresenta nas fotomicrografias com a coloração mais
clara representados por grãos poligonais, algumas vezes representada por uma cor
cinza claro e outras vezes por uma cor tendendo ao branco. Esta coloração diferente
está relacionada com diferenças de intensidade de luz incidente nas amostras na
realização da fotomicrografia ou a pequenas diferenças nos tempos de ataque para
a revelação das fases. A coloração e o tamanho de grãos apresentados por esta
fase se encontra de acordo com a literatura a respeito para o ataque com nital 2%.
Pela avaliação das micrografias obtidas percebe-se nas figuras geradas por
estiramentos de até 6% uma certa aleatoriedade de posicionamento dos grãos na
microestrutura do material sendo que quando o estiramento aumentou percebe-se
que os mesmos começam a se orientar na direção da tensão aplicada, ou seja
reagem para redistribuir as tensões internas impostas pela tensão externa aplicada
Figura 30: Microestrutura esquemática – Aço TRIP 800 (EHRHARDT et al, 2004)
Anexos 40
conforme citado na seção 2.3 deste trabalho. A formação de ilhas lineares de fases
se mostra como uma reação do material à tensão externa aplicada. Nestas ilhas que
aparecem nas micrografias com a coloração escura, acontecem então as possíveis
transformações de austenita retida para martensita.
Com relação às ilhas escuras citadas, a sua distinção na avaliação da
microestrutura foi fácil de ser observada porém, a identificação da sua composição
foi impossível de ser realizada visualmente. Segundo VERLINDEN et al, 2001, não
pode se considerar que todas as ilhas escuras aparentes na microestrutura do
material são compostos somente por austenita retida. Em geral, a nucleação da
austenita (e que compõem as ilhas escuras visíveis) ocorre primeiramente no
contorno de grão da ferrita. Considerando-se que estas ilhas escuras são também
compostas por austenita retida, convém citar que JOENG, 1994, realizou um
trabalho detalhado de controle de tamanho e distribuição da austenita retida antes e
depois da transformação em martensita por deformação e comprovou que as
menores partículas são mais estáveis frente à deformação. O esquema mostrado na
figura 31 demonstra esse fato.
A fases bainita e ferrita bainítica foram fases também de difícil observação,
sendo que qualquer distinção visual via MO foi na prática impossível. As ilhas de
bainita em geral se mostram na forma de grãos levemente aciculares, algumas com
aspectos similares à martensita e com pequenas agulhas mais alargadas que
parecem ser de ferrita. A martensita em geral possui um aspecto levemente acicular
com coloração escura, formando pequenos grupamentos angulares.
Ferrita
Austenita Retida
Compondo as ilhas
escuras em posição
favorável para a
transformação
Efeito TRIP
Ferrita
Martensita
Transformada
Rans
Figura 31: Modelo de distribuição de Ferrita e Austenita (EHRHARDT et al, 2004)
Anexos 41
A identificação das fases via microscopia óptica se mostrou um método não
muito preciso. Quando se utilizou a Microscopia Eletrônica de Varredura, a
identificação de algumas fases também não foi viável, sendo estas fases percebidas
em diferentes profundidades sendo a ferrita atacada preferencialmente deixando as
fases mais duras em planos mais elevados. A martensita neste caso também se
distingue mais facilmente que a austenita já que é atacada mais fortemente pela
solução de ataque. As figuras de 32 a 35 demonstram as micrografias obtidas via
MEV.
Figura 32: Microestrutura em MEV
–
Aumento 5000 X
-
Aço TRIP 800
–
0% de Estiramento
Figura 33: Microest
rutura em MEV
–
Aumento 5000 X
-
Aço TRIP 800
–
6% de Estiramento
Anexos 42
5.3.2 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X
Com a expectativa de confirmar a presença das fases supostamente
existentes nas microestruturas mostradas nas Figuras acima, fez-se uma análise por
difração de Raios-X em todas as amostras citadas no procedimento anterior. Levou-
se em consideração que com o encruamento crescente aplicado no material um
Figura 34: Microestrutura em MEV – Aumento 5000 X - Aço TRIP 800 – 12% de Estiramento
Figur
a 35: Microestrutura em MEV
–
Aumento 5000 X
-
Aço TRIP 800
–
18% de Estiramento
Anexos 43
deslocamento ou alargamento dos picos máximos de difração pode ocorrer, quando
comparados com picos gerados por um material sem deformação plástica.
A análise por difração de Raios-X é uma técnica de grande valia e praticidade
para a determinação qualitativa de fases, porém, quando um material é constituído
de múltiplas fases o método pode se tornar extremamente complicado com a
ocorrência de superposição dos picos gerados.
Na Figura 36 se encontra um difratograma típico para este tipo de aço
multifásico para 2
θ
variando entre 40 e 110
°
.
Os difratogramas mostrados a seguir apresentam a análise realizada no aço
TRIP 800 na condição inicial (somente recozido com 0% de deformação) e nos
estados deformados (6%, 12% e 18%) conforme as figuras microestruturais
anteriormente mostradas. A análise foi realizada buscando-se valores de distância
interplanar (d) e valores de 2
θ
referentes a austenita retida conforme Padrões de
Difração JCPDS que estão resumidos no anexo 1 deste trabalho (TOURRUCÔO,
1999). O resultado da análise espectral encontra-se discriminado nas tabelas 12 a
15. Segundo as fichas JCPDS com padrões para a martensita e a austenita, existem
diferentes valores de parâmetro de rede e portanto diferentes posições angulares
para a austenita e para a martensita. Com relação à austenita, após uma avaliação
detalhada dos valores de d (distância interplanar) obtidos nos difratogramas
correlacionados com os valores de distância interplanar padrões para a austenita,
verificou-se a presença de algumas posições angulares citadas nos padrões JCPDS.
Intensidade
Figura 36: Difratograma típico para um aço multifásico TRIP 800 (PARISH, 2001)
Anexos 44
Conforme mencionado acima, verificou-se a existência de algumas posições
angulares citadas nos padrões JCPDS para a austenita, sendo que estes picos em
geral se apresentaram pequenos e alguns se mostraram levemente deslocados em
relação ao valor citado no padrão JCPDS, sendo uma causa provável a deformação
crescente aplicada nos corpos de prova e que provoca um alargamento dos picos
gerados (ZHAO et al, 2001). Pelo fato dos picos possuírem pequena intensidade,
estes picos podem apresentar uma certa quantidade de erro inerente aos ensaios.
A Tabela 11 mostra os resultados da análise espectral obtidos para a amostra
com 0% de deformação nos difratogramas mostrados nas Figuras 37 a 39.
Tabela 11: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 - 0% de deformação
Picos
2
θ
θθ
θ
d (Angtrons) Fase / Índice Miller
1 78,34 1,22 Gama / (200)
2 105,68 0,96 Alfa / (200)
3 127,33 0,86 Gama / (220)
Porcentagem de Austenita Retida 6,84%
Figura 37: Região Espectral 2
θ
= 78,34
°
para amostra deformada em 0% (Gama)
2
θ
(Graus)
Intensidade
2
θ
(Graus)
Intensidade
Figura 38: Região Espectral 2
θ
= 105,68
°
para amostra deformada em 0% (Alfa)
Anexos 45
A Tabela 12 mostra os resultados da análise espectral obtidos para a amostra
com 6% de deformação nos difratogramas mostrados nas Figuras 40 a 42.
Tabela 12: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 - 6% de deformação
Picos
2
θ
θθ
θ
d (Angtrons) Fase / Índice Miller
1 78,44 1,22 Gama / (200)
2 105,78 0,96 Alfa / (200)
3 127,48 0,86 Gama / (220)
Porcentagem de Austenita Retida 3,46%
2
θ
(Graus)
Intensidade
Figura 40: Região Espectral 2
θ
= 78,44
°
para amostra deformada em 6% (Gama)
2
θ
(Graus)
Intensidade
Figura 39: Região Espectral 2
θ
= 127,33
°
para amostra deformada em 0% (Gama)
Anexos 46
A Tabela 13 mostra os resultados da análise espectral obtidos para a amostra
com 12% de deformação nos difratogramas mostrados nas Figuras 43 a 45.
Tabela 13: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 - 12% de deformação
Picos
2
θ
θθ
θ
d (Angtrons) Fase / Índice Miller
1 77,98 1,22 Gama / (200)
2 105,26 0,96 Alfa / (200)
3 127,14 0,86 Gama / (220)
Porcentagem de Austenita Retida 2,22%
2
θ
(Graus)
Intensidade
Figura 41: Região Espectral 2
θ
= 105,78
°
para amostra deformada em 6% (Alfa)
Figura 42: Região Espectral 2
θ
= 127,48
°
para amostra deformada em 6% (Gama)
2
θ
(Graus)
Intensidade
Anexos 47
Intensidade
Figura 43: Região Espectral 2
θ
= 77,98
°
para amostra deformada em 12% (Gama)
2
θ
(Graus)
2
θ
(Graus)
Intensidade
Figura 44: Região Espectral 2
θ
= 105,26
°
para amostra deformada em 12% (Alfa)
Figura 45: Região Espectral 2
θ
= 127,14
°
para amostra deformada em 12% (Gama)
2
θ
(Graus)
Intensidade
Anexos 48
A Tabela 14 mostra os resultados da análise espectral obtidos para a amostra
com 18% de deformação nos difratogramas mostrados nas Figuras 46 a 48.
Tabela 14: Resultado da análise espectral – Aço TRIP 800 - 18% de deformação
Picos
2
θ
θθ
θ
d (Angtrons) Fase / Índice Miller
1 78,08 1,22 Gama / (200)
2 105,43 0,96 Alfa / (200)
3 127,27 0,86 Gama / (220)
Porcentagem de Austenita Retida 1,98%
2
θ
(Graus)
Intensidade
Figura 46: Região Espectral 2
θ
= 78,08
°
para amostra deformada em 18% (Gama)
2
θ
(Graus)
Intensidade
Figura 47: Região Espectral 2
θ
= 105,43
°
para amostra deformada em 18% (Alfa)
Anexos 49
Pelos resultados apresentados nos difratogramas e nas tabelas citada acima,
percebe-se claramente que o com o aumento do estiramento nas amostras a
porcentagem de austenita retida residual foi diminuindo, sendo esta verificação o
fundamento principal dos estudos que foram realizados. Este fato pode ser
verificado no gráfico exposto a seguir na Figura 49, onde se percebe que com o
aumento da deformação a porcentagem de austenita retida diminui, comprovando o
que se afirma em literaturas a respeito.
Figura 49: Gráfico - Relação entre Limite de Escoamento x Deformação x Austenita Retida
Gráfico – Relação entre Limite de Resistência X
Porcentagem de Deformação X Austenita Retida
2
θ
(Graus)
Figura 48: Região Espectral 2
θ
= 117,27
°
para amostra deformada em 18% (Gama)
Intensidade
Anexos 50
Para uma compreensão mais detalhada da composição das fases presentes
no material seria interessante realizar ensaios para a determinação da textura
cristalográfica das fases presentes, porém mesmos estes ensaios realizados via
EBSD (Automated Backscattered Electron Diffraction) e/ou OIM (Orientation Imaging
Microscopy) apresentam dificuldades na separação e estudo da morfologia e
quantidade de fases presentes principalmente quando se considera o efeito da
textura na difração dos picos, principalmente nos casos onde a textura da austenita
retida, ferrita e ferrita/bainita são diferentes (VERLINDEN et al, 2001). Segundo
ainda VERLINDEN et al, 2001, devido às complicações expostas, não são possíveis
medidas experimentais de textura da austenita em aços com médio teor de carbono
bem como a determinação das relações entre a austenita e seus produtos de
transformação, isto é, martensita e ferrita/bainita.
Um método que vem sendo utilizado com mais sucesso para a determinação
das fases presentes no aço TRIP 800, principalmente para a determinação da
quantidade de austenita retida (não magnética) é a Ressonância Magnética (ZHAO
et al, 2001).
Anexos 51
6.0 CONCLUSÕES
As conclusões abaixo se referem às observações referentes ao
desenvolvimento experimental e aos resultados obtidos:
O aço TRIP 800 estudado apresentou resultados de propriedades mecânicas
e de estampabilidade (r e n) coerentes com a literatura a respeito o que pode
lhe conferir um alta capacidade de absorção de energia quando aplicado
numa peça de carroceria e uma boa condição de estampagem quando
submetido a operações de conformação .
O estudo dos mecanismos de endurecimento e da microestrutura via
microscopia óptica se mostrou pouco adequado e apresentou limitações
inerentes ao método como por exemplo, a dificuldade de se obter uma
solução de ataque adequada e segundo, a dificuldade de se obter contrastes
que fossem suficientemente adequados para a separação visual das fases.
Os estudos da microestrutura via microscopia óptica e microscopia eletrônica
de varredura se mostraram ineficientes pela dificuldade de visualização das
fases devido ao fato de que não se conseguiu utilizar uma solução de ataque
que revelasse as fases de uma maneira mais clara.
O estudo dos mecanismos de endurecimento e das fases presentes via
difração de Raios-X se mostrou adequada para análises qualitativas e
quantitativas de fases presentes. Esta técnica também se mostrou adequada
para medidas de parâmetros de rede com exceção de fases que apresentam
reticulados parecidos se mostrando superpostos. Para análises quantitativas
de frações volumétricas de fase presentes o método se mostrou adequado
sendo que os resultados obtidos de austenita retida estão de acordo com as
literaturas consultadas.
Pela avaliação microestrutural via Difração de Raios-X, percebe-se que
ocorreram modificações na quantidade e composição das fases presentes.
Anexos 52
Com 6% de estiramento percebeu-se que a austenita retida teve uma
diminuição acentuada de sua quantidade se comparada com a porcentagem
de austenita retida com 0% de deformação, concluindo-se então que este aço
apresenta grandes taxas de transformação de austenita retida em martensita
já nas fases inicias de transformação, comprovando o que se afirma em
literatura a respeito.
Anexos 53
7.0 TRABALHOS FUTUROS
A seguir estão algumas sugestões de trabalhos futuros (mestrado e
doutorado) e algumas linhas de pesquisa, nas quais se percebeu algumas lacunas
de conhecimento com respeito a estes aços.
1) Caracterização mecânica e quantificação de fases via EBSD (Automated
Backscattered Electron Diffraction) e Ressonância Magnética utilizando taxas
de deformação com velocidades variáveis nos aços TRIP.
2) Estudo da distribuição de solutos na austenita retida dos aços TRIP, usando
EBSD (Automated Backscattered Electron Diffraction), microscopia eletrônica
de transmissão e dilatometria, formulando, comprovando ou refutando
algumas teorias existentes a respeito.
3) Estudo e modelamento do tamanho, forma e distribuição de fases durante o
recozimento intercrítico, sendo que já e conhecido que as frações de cada
uma das fases pode ser fortemente afetada por condições de resfriamento.
4) Desenvolvimento e validação de um método de aplicação de metalografia
colorida para a análise das fases presentes.
5) Estudo da soldabilidade por resistência elétrica dos aços TRIP, considerando
as variações de processo.
6) Estudo da corrosão em aços TRIP considerando variações de composição
química e microestrutural, com ou sem pré-deformação.
7) Desenvolvimento de uma teoria com aplicações da Teoria de Ashby e
considerando observações relativas à estabilidade da austenita retida em
aços multifásicos direcionando este estudo para os aços TRIP. Este trabalho
poderia colaborar muito nos estudos e entendimento dos mecanismos do
Anexos 54
aumento das propriedades mecânicas e de variações de propriedades de
estampabilidade dos aços multifásicos com a deformação.
Anexos 55
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and Bainite/Austenite Orientation Relationships in TRIP Steels - Scripta
Materialia 45 – 2001- Pág 909-916.
ZACKAY, V. F.; PARKER, E. R.; FAHR, D.; BUSCH, R.; The Enhancement of
Ductility in High-Strength Steel," Transactions of the ASM, V60, 1967, P.252-259
ZHAO, A.; Continuous Cooling Transformations in Steels, Mat. Science and Tech. 8,
P.997, 1992.
ZHAO, L.; *, VAN DIJK, N. H.; BRÜCK, E.; SIETSMA, J.; VAN DER ZWAAG, S.;
Magnetic and X-ray Diffraction Measurements for the Determination of Retained
Austenite in TRIP Steels ; Materials Science and Engineering A313 (2001), p.145
–152.
Anexos 61
Anexos 62
ANEXO 1
Análises das Fases Presentes via Difração de Raios-X
O resumo dos Padrões para a martensita e a austenita encontrados nas
fichas JCPDS (“44-1289; 44-1293 e 31-0619”) encontra-se transcrito
respectivamente nas tabelas 15 e 16 abaixo (TOURROCO, 1999) .
Tabela 15: Valores de Distância interplanar (d) e parâmetros de rede para a
Martensita de acordo com seus teores de carbono
Planos
d (
0
A
)
0.055%C
a = 2,859
c = 2,937
d (
0
A
)
0.08%C
a = 2,856
c = 2,960
d (
0
A
)
0.09%C
a = 2,854
c = 2,983
d (
0
A
)
0.12%C
a = 2,847
c = 3,018
d (
0
A
)
0.14%C
a = 2,846
c = 3,053
(101) 2,04820 2,05530 2,06150 2,07050 2,08140
(110) 2,02130 2,01960 2,01790 2,01280 2,01190
(002) 1,46830 1,48010 1,49120 1,50870 1,52620
(200) 1,42930 1,42770 1,42690 1,42350 1,42310
(112) 1,18800 1,19360 1,19930 1,20740 1,21610
(211) 1,17220 1,17270 1,17340 1,17310 1,17480
(202) 1,02420 1,02770 1,03100 1,03540 1,04080
(220) 1,01070 1,00970 1,00910 1,00650 1,00610
(103) 0,92620 0,93250 0,93900 0,948500 0,95820
(301) 0,90640 0,90620 0,90630 0,905200 0,90590
(310) 0,90410 0,90310 0,90250 0,900200 0,89990
(222) 0,83260 0,83410 0,83580 0,837400 0,84010
(213) 0,77730 0,78080 0,78440 0,789300 0,79480
Anexos 63
Tabela 16: Valores de distância interplanar (d) para a Austenita
Planos
d (angstrons)
a = 3,60
Intensidade (%)
(111) 2,08000 100
(200) 1,80000 80
(220) 1,27000 50
(311) 1,08300 80
(222) 1,03700 50
(400) 0,90000 30
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