Kuzey Irak’taki Otorite Boşluğundan Yararlanılarak Gerçekleştirilen

Inicialmente, tendo-se em mente que nos ensaios contínuos as amostras eram aquecidas a 11500C e resfriadas continuamente até a temperatura de deformação, com taxa de resfriamento de 10_{C/s, pode-se esperar que não}

ocorre a formação de precipitados durante o resfriamento, pelo menos até a temperatura de transformação  (ver Figura 2.7). Assim, microestruturas resultantes do resfriamento contínuo de grãos austeníticos, com tamanho médio de 100m, são deformadas em diferentes temperaturas.

Os conjuntos de curvas de escoamento plástico mostrados nas Figuras 4.22 a 4.24 indicam que o comportamento mecânico desse aço é sensível a variações na taxa de deformação e varia significativamente em função da temperatura de deformação. Em temperaturas elevadas, na região da austenita, o material recristaliza-se dinamicamente, apresentando curvas com forma típica deste fenômeno. Em baixas temperaturas, 6500 – 6000_{C, a curva}

de escoamento plástico caracteriza-se por apresentar um aumento rápido da tensão até atingir um pico, seguido de um amaciamento acentuado até o rompimento dos corpos de prova.

Um melhor entendimento dos fenômenos que levam às variações na forma das curvas de escoamento plástico pode ser alcançado analisando-se os parâmetros característicos destas curvas. Na Figura 4.27, observa-se que a tensão de pico aumenta conforme a temperatura de deformação é diminuída. Entretanto, este aumento é mais significativo em temperaturas inferiores a 7000_{C, indicando uma alteração no comportamento mecânico desse aço. Esta}

alteração de comportamento torna-se mais clara quando se observa a variação da deformação de pico com a temperatura, ver Figura 4.28. A deformação de

pico aumenta continuamente com a queda da temperatura até 7000C, mas decresce bruscamente a partir desta temperatura. A análise da evolução da taxa de encruamento em função da tensão aplicada em cada ensaio, ver Figura 4.19, mostra que em altas temperaturas a curva  versus  apresenta pontos de inflexão, indicando o início da recristalização dinâmica. A baixas temperaturas, as curvas apresentam uma queda contínua com o aumento da tensão aplicada, sugerindo que o processo de amaciamento atuante até o pico de tensões é a recuperação dinâmica.

O cálculo da energia de ativação aparente para a deformação a quente, ver Figura 4.30, confirma que há diferenças significativas no comportamento mecânico desse aço. Em altas temperaturas, entre 11000_{C e 700}0_{C, o valor da}

energia de ativação calculada foi de 332kJ/mol e para temperaturas menores que 7000_{C foi de 593kJ/mol. A literatura mostra que a energia de ativação}

aparente para a deformação a quente de aços carbono e aços microligados na região austenítica assume valores entre 300 e 400 kJ/mol, dependendo da composição química [61]. O valor igual a 332kJ/mol, determinado para altas temperaturas, indica que o processo de deformação foi realizado dentro do campo austenítico. O aumento brusco da energia de ativação, na medida em que a temperatura é decrescida abaixo de 7000C, pode ser correlacionado com a deformação na região bifásica [62,63]. De forma similar, o aumento na resistência do material é atribuído à formação de perlita. A perlita é formada de ferrita e carboneto de ferro, tendo assim, uma elevada resistência mecânica e uma baixa ductilidade. A sua formação é responsável pelo aumento rápido da resistência mecânica e pela diminuição da deformação de pico observada em temperatura menores.

Na Tabela 4.2, pode-se observar que a tensão de pico aumenta de 74MPa para 250MPa na medida em que a temperatura de deformação é decrescida de 11000C para 7000C, em amostras ensaiadas com taxa de deformação de 10_{C/s. Este aumento corresponde a uma razão de -0,44MPa/}0_C,

enquanto que na faixa de temperatura entre 6500C e 6000C, a tensão aumenta de 298MPa para 493MPa, na medida em que a temperatura é decrescida, correspondendo a uma razão de -3,9MPa/0_{C. Além deste aumento abrupto na}

tensão de escoamento conforme o aço é deformado na região bifásica, pode- se ver nas Figuras 4.22 a 4.24 que a transição de fase leva a uma queda significativa na quantidade de deformação que o material suporta antes de fraturar, dificultando enormemente o processo de conformação plástica desse aço nesta região.

Assim, por exemplo, tomemos o recalcamento de um cilindro desse aço realizado por uma máquina de forjamento. A força que a máquina deve fazer para deformar o material é dada por [64]:

onde y é a tensão média de escoamento plástico,  é o aumento de atrito, D é o diâmetro do cilindro e, h é a altura do cilindro. Considerando-se geometrias e condições de lubrificação iguais, a razão entre os esforços que a máquina deve fazer para deformar o material em 11000C e em 6000C é dada por 493/74, ou seja, a máquina deve realizar um trabalho 6,6 vezes maior quando deforma a 6000C.

Um outro aspecto relevante com relação ao aumento da tensão com a queda da temperatura é que, na região austenítica, a tensão aumenta continuamente com o inverso da temperatura, ver Figura 4.27, indicando que não ocorre a precipitação durante o resfriamento, como sugerido no início desta seção.

5.3 Ensaios com Múltiplos Passes em Resfriamento

Apesar dos ensaios anteriores darem boas indicações do comportamento mecânico do aço em estudo, não nos permitem conhecer as temperaturas de não recristalização e de transição de fases. Com este objetivo, foram realizados ensaios com múltiplos passes em resfriamento. Pode-se observar nas Figuras 4.31 a 4.33 que a inclinação da curva de tensão média

] 3 . 1 [ h D y P   5.1

equivalente em função do inverso da temperatura varia conforme a temperatura de deformação é decrescida. No campo austenítico, as curvas assumem duas inclinações distintas. Na primeira região, que corresponde à deformação em altas temperaturas, ocorre a recristalização total nos intervalos entre passes, não havendo acúmulo de deformação de um passe para o seguinte. Na segunda região, que corresponde à deformação abaixo da temperatura de não recristalização, tem-se apenas a recristalização parcial nos intervalos entre passes, havendo acúmulo de deformação com o prosseguimento do ensaio, e assim, a tensão média equivalente aumenta mais acentuadamente com o decréscimo da temperatura.

Comparando-se os dados experimentais com o diagrama de recristalização-precipitação-tempo-temperatura, apresentado na Figura 2.8, vários aspectos da interação precipitação-recristalização podem ser identificados. A temperatura de solubilização, calculada para o aço em estudo, é de 10650_{C, correspondendo ao valor T}

0 do diagrama. A temperatura de não

recristalização, Tnr, representa o início da precipitação. Assim, não ocorre a precipitação induzida por deformação, de forma que a cinética de precipitação se torna lenta, como indica a curva Pi do diagrama. Abaixo desta temperatura,

há uma aceleração no processo de precipitação e a cinética assume a curva P.D., uma vez que nem todos os sítios para a precipitação gerados pela deformação são consumidos pelo processo de recristalização.

Os dados experimentais indicam que a temperatura de não recristalização, para as condições impostas neste trabalho, tem valores próximos a 8600C. Comparando-se este valor com o da temperatura de solubilização, tem-se que o material é deformado em seqüências de passes em intervalos de temperaturas de até 2000C abaixo da temperatura de solubilização antes de iniciar a precipitação. Observando-se as Figuras 4.36 a 4.41 pode-se ver que a Tnr praticamente não se altera conforme são impostas pequenas seqüências de passes, ou mesmo não são impostas nenhuma deformação em altas temperaturas. Estes resultados estão perfeitamente de acordo com o diagrama da Figura 2.8. Sendo a cinética de recristalização mais rápida que a de precipitação, não ocorre a precipitação induzida por

deformação, e assim, no início de cada uma das deformações da seqüência de passes, o material está completamente recristalizado, independente da história anterior.

A Figura 5.1 mostra uma ilustração esquemática do aumento da resistência mecânica que ocorre em temperaturas inferiores às de não recristalização Para os ensaios descritos nas Figuras 4.31 a 4.35 foi calculado o valor médio do aumento máximo da tensão média equivalente e foi obtido  = 66MPa. Tomando-se dados da literatura [65,66], calculou-se o  para um aço baixo carbono microligado ao nióbio e para um aço baixo carbono microligado ao nióbio, vanádio e titânio, obtendo-se, para o aço ao nióbio,  = 20MPa e, para o segundo aço,  = 100MPa. Pode-se observar que o aumento da resistência mecânica no aço médio carbono microligado ao vanádio é da ordem de três vezes superior a do aço microligado ao nióbio e um pouco menor que a do aço microligado ao nióbio, vanádio e titânio.

Figura 5.1 - Ilustração esquemática do aumento da tensão média equivalente abaixo da temperatura de não recristalização.  representa o aumento da tensão causado pela precipitação e pelo acúmulo de deformação.

Tendo-se em mente que abaixo da Tnr tem-se o retardamento da recristalização estática pela precipitação induzida pela deformação, pode-se associar o aumento da resistência mecânica a duas causas: (i) ao encruamento

0 10 0 10  A_r3 T_nr T ensão M édi a Eq ui val ent e( M Pa) 1000/T

com o acúmulo de deformação e, (ii) ao endurecimento por precipitação. Nos experimentos realizados, as deformações impostas em cada passe eram relativamente pequenas, de forma que se pôde associar o maior aumento da tensão média equivalente ao efeito endurecedor dos precipitados de vanádio em temperatura menores que a Tnr.

O papel dos precipitados de vanádio no comportamento mecânico abaixo da Tnr pode ser melhor avaliado analisando-se a evolução das temperaturas críticas de processamento em função de alguns parâmetros de ensaio. Na Tabela 4.5, vê-se que a Tnr aumenta conforme a taxa de deformação é decrescida: aumenta de 8500C para 8760C, conforme a taxa de deformação varia de 2s-1 _{para 0,3s}-1_{. Este não é o comportamento descrito na}

literatura; Bay e colaboradores [67] mostraram que a Tnr aumenta conforme a taxa de deformação é decrescida em um aço baixo carbono microligado ao nióbio. Estes autores associam o aumento da Tnr ao aumento da recuperação dinâmica, conforme a taxa de deformação é decrescida. Embora a taxa de recuperação aumente com o decréscimo da taxa de deformação, facilitando a recristalização no intervalo entre passes, tem-se que ter em mente que os processos de recristalização e de precipitação induzida por deformação são competitivos, ver Figura 2.8. Recuperando menos dinamicamente, maior o acúmulo de deformação e, conseqüentemente, maior o número de sítios para a precipitação nos intervalos entre passes. Como sugerido no parágrafo anterior, nos aços microligados ao vanádio, o efeito da precipitação é mais marcante que nos aços microligados ao nióbio, levando-nos a associar a variação da Tnr com a taxa de deformação ao aumento da cinética de precipitação e não ao da recristalização estática.

Um outro aspecto relevante dos precipitados formados durante o processamento é o tempo durante o qual eles são efetivos no retardamento da recristalização. Comparando-se a taxa de resfriamento de 10C/s e 0,20C/s, tem- se um decréscimo na Tnr em 380_{C. Esta variação na taxa de resfriamento}

corresponde a um aumento no tempo de espera entre passes de 30 para 150 segundos e, conseqüentemente, passa-se a ter o coalescimento dos

precipitados induzidos por deformação, diminuindo-se a sua eficiência em ancorar os contornos dos grão durante a recristalização.

Havendo o acúmulo de deformação abaixo da Tnr, tem-se o aumento da Sv dos grãos austeníticos antes do início da transformação de fase. A Tabela

4.1 indica que a Ar3 diminui com o aumento da taxa de deformação e do tempo de espera entre passes. Aumentando-se o tempo de espera tem-se o coalescimento dos precipitados e, conseqüentemente, diminui-se o encruamento do material. Quanto ao efeito da taxa de deformação, este não é o comportamento esperado. Embora a diferença entre os valores medidos seja relativamente pequena, ou seja, o valor máximo encontrado experimentalmente foi de 7270_{C e o mínimo, de 707}0_{C, podendo esta diferença estar dentro do}

erro experimental, estes resultados não são os esperados. Como sugerido anteriormente, parece-nos que os precipitados, além de retardarem a recristalização, também inibem a transformação ancorando os contornos de grão, diminuindo o efeito do acúmulo de deformação, Sv.

5.4 Ensaios Isotérmicos Interrompidos com duas Deformações

A região de transformação de fase foi estudada utilizando-se de ensaios isotérmicos interrompidos com duas deformações. Observam-se nas Figuras 4.42 a 4.45, que as curvas de escoamento plástico tomam duas formas distintas. A 7500C e 7000C, tanto na primeira quanto na segunda deformação, as curvas de escoamento plástico têm a forma característica dos ensaios isotérmicos realizados em altas temperaturas. Na segunda deformação, a 6500C, para todos os tempos de espera utilizados neste trabalho, a curva de escoamento toma a forma típica da deformação na região bifásica, ferrítica- perlítica, sugerindo que há formação de perlita a 6500C, para tempos menores que 60 segundos.

Ao lado da forma das curvas de escoamento plástico, a análise dos parâmetros de amaciamento e de endurecimento contribui para a interpretação dos fenômenos que atuam nesta região de deformação. As tabelas 4.6 e 4.7

indicam que só ocorre amaciamento no intervalos entre deformações maiores, a 700 e 7500C, e que o endurecimento é mais significativo a 6500C, embora haja menores endurecimentos a 7000C e 7500C.

Tendo-se em mente que os valores dos parâmetros de amaciamento e de endurecimento refletem os mecanismos que atuam nos intervalos entre deformações, pode-se avaliar os fenômenos que ocorrem especulando sobre os mecanismos que podem atuar nos intervalos entre passes. O amaciamento pode ter duas causas: (i) os processos de restauração; e (ii) a formação de uma fase mais mole dentro da matriz austenítica. Observando-se as Figuras 4.42 a 4.45, pode-se esperar que o material se recupere nos intervalos entre deformações a 7000_{C e 750}0_{C, especialmente para tempos de espera entre}

deformações maiores. Quanto à formação de uma fase mais mole, é possível que haja a formação de ferrita a 7000_{C, mas apenas com os experimentos}

realizados não é possível assegurar a sua formação.

Por outro lado, o endurecimento nos intervalos entre deformações pode ser causado: (i) pelo encruamento do material; (ii) pela precipitação induzida por deformação; e (iii) pela formação de uma fase mais dura a partir da austenita. O encruamento está sempre presente e, não havendo a recristalização completa nos intervalos entre passes, há o acúmulo de deformação do primeiro para o segundo passe.

Tanto a precipitação de nitreto e de carbonetos de vanádio, quanto a formação de perlita, são esperadas nessa faixa de temperatura. A 7500C tem- se o amaciamento seguido de aumento de resistência do material na segunda deformação, sugerindo que nos intervalos entre deformações ocorre a recuperação estática seguida de precipitação induzida por deformação. A 6500C não ocorre o amaciamento no intervalo entre deformações, a resistência do material aumenta significativamente, e a curva de escoamento plástico toma a forma típica da deformação da perlita. Assim, pode-se esperar que, além da transformação de fases, tem-se também a precipitação interfásica.

Uma determinação mais precisa da temperatura de início de formação da perlita, para as condições experimentais impostas, pode ser feita observando-se as Figuras 4.46 e 4.47. A 6400_{C (Figura 5.56a) as curvas têm a}

forma característica da deformação da estrutura ferrítica-perlítica, tanto na primeira quanto na segunda deformação. A 6500C apenas a segunda curva tem a forma característica da microestrutura bifásica e, a 6600C as duas curvas têm a forma característica da deformação em altas temperaturas. Estes resultados mostram dois aspectos relevantes da formação da perlita: (1) essa formação ocorre somente abaixo de 6500C para as condições impostas e, (ii) a temperatura de formação da perlita neste material é pouco sensível à quantidade de deformação imposta.