UNIVERSIDADE DE SÃO PAULO
ESCOLA DE ENGENHARIA DE LORENA
ADRIEL CLARO DE FARIA
Determinação do Diagrama TRC do
Ferro Fundido Branco Multicomponente Fe-2C-6Cr-2Mo-4V-2W
Lorena
2015
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ADRIEL CLARO DE FARIA
Determinação do Diagrama TRC do
Ferro Fundido Branco Multicomponente Fe-2C-6Cr-2Mo-4V-2W
Trabalho de Graduação apresentado à
Escola de Engenharia de Lorena da
Universidade de São Paulo para obtenção do
título de Engenheiro de Materiais.
Versão Revisada
Orientador: Prof. Dr. José Benedito
Marcomini
Lorena
2015
AUTORIZO A REPRODUÇÃO E DIVULGAÇÃO TOTAL OU PARCIAL DESTE
TRABALHO, POR QUALQUER MEIO CONVENCIONAL OU ELETRÔNICO, PARA FINS
DE ESTUDO E PESQUISA, DESDE QUE CITADA A FONTE.
Ficha Catalográfica Elaborada pela Biblioteca Especializada em Engenharia de Materiais
EEL USP
Faria, Adriel Claro de
Determinação do Diagrama TRC do Ferro Fundido Branco
Multicomponente Fe-2C-6Cr-2Mo-4V-2W. / Adriel Claro de Faria;
Orientador Prof. Dr. José Benedito Marcomini --Lorena, 2015.
69 p.
Monografia apresentada como requisito parcial para a conclusão de
Graduação do Curso de Engenharia de Materiais - Escola de Engenharia de
Lorena da Universidade de São Paulo. 2015.
Orientador: Prof. Dr. José Benedito Marcomini
1. Ferro Fundido Branco Multicomponente 2. Diagrama TRC 3.
Cilindro de Laminação I. Determinação do Diagrama TRC do Ferro
Fundido Branco Multicomponente Fe-2C-6Cr-2Mo-4V-2W.
Dedico este trabalho...
Às pessoas que sempre me acompanharam, em
todos os momentos da minha vida, que me
ensinaram valores, ética e perseverança, que
sempre se empenharam em me oferecer o
melhor, atenção, alegria, oportunidade de
educação, e que foram o maior exemplo de
vida e do como se viver. Dedico especialmente
à minha mãe, Rosileni.
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AGRADECIMENTOS
A Gerdau pela oportunidade profissional de estágio e por permitir que dispusesse de meios
como equipamentos e laboratórios nos quais pude desenvolver meus trabalhos de pesquisa.
Ao orientador Prof. Dr. José Benedito Marcomini pelo apoio, amizade e esclarecimento de
dúvidas e pela troca de ideias e constante disponibilidade de repassar seus conhecimentos.
A Gerente Dr. Cláudia Regina Serantoni e aos Assessores Técnicos Dr. Mario Vitor Leite e
MSc. Marcos Machado Matsumoto por todo apoio e orientação, idealização e acompanhamento
deste trabalho, pela amizade, pelo tempo compartilhado e pela oportunidade e confiança a mim
depositada.
A banca examinadora pelas observações feitas que vieram a complementar e engrandecer o
trabalho.
Ao colega de trabalho Glauco Dias pela convivência e amizade, e por estar sempre disposto a
ajudar e incentivar-me a levar a bom porto este trabalho.
A MSc. Carolina Conter Elgert pela imensurável ajuda na realização dos ensaios na unidade da
Gerdau em Charqueadas/RS.
Aos amigos da “República Hidrante” e “República Escravos de Jó” que de forma direta ou
indiretamente ajudaram na conclusão desse estudo e por este motivo compartilho com eles a
minha satisfação.
“Aprender é a única coisa de que a mente nunca
se cansa, nunca tem medo e nunca se
arrepende”.
Leonardo da Vinci
RESUMO
CLARO DE FARIA, A. Determinação do Diagrama TRC do Ferro Fundido Branco
Multicomponente Fe-2C-6Cr-2Mo-4V-2W. 2015. 69p. Monografia (Trabalho de Graduação
em Engenharia de Materiais) – Escola de Engenharia de Lorena, Universidade de São Paulo,
Lorena, 2015.
O Ferro Fundido Branco Multicomponente (FFBM) é amplamente utilizado em
cilindros de laminação e em elementos de moinho. Apesar de sua grande importância, não há
estudos frequentes em FFBM realizados pela comunidade científica.
Em vista disso, o presente trabalho consistiu no estudo da microestrutura em função
dos elementos de liga e a sua influência no diagrama de TRC tendo como base os estudos de
Matsubara et al. e a determinação e interpretação do diagrama TRC para o FFBM Fe-2C-6Cr-
2Mo-4V-2W.
Para a realização do trabalho, foram utilizadas amostras fornecidas pela Gerdau - Aços
Especiais Brasil de Pindamonhangaba/SP.
Antes da aquisição do diagrama TRC, foi feito um estudo estatístico das taxas críticas
para a formação das fases perlita e bainita em função da composição química. As taxas de
resfriamento aplicadas para o levantamento da curva TRC foram definidas a partir do cálculo
com o estudo estatístico supracitado.
Após a construção do diagrama TRC, pôde-se concluir que: para obtenção das
microestruturas martensita, bainita e perlita são necessárias respectivamente grandes, médias
(0,20ºC/s) e pequenas (0,03ºC/s) taxas de resfriamentos. Apesar da semelhança visual entre as
microestruturas, as medições de microdureza Vickers mostraram uma grande diferença entre as
microdurezas das fases. Para diferenciar as fases, foram realizados também vários ataques
químicos e os melhores resultados foram obtidos pelo reagente Lepera.
Além disso, pode-se concluir que FFBM tem alta temperabilidade devido à grande
fração de martensita presente mesmo em taxas de resfriamento muito lentas. Além disso, a
temperatura de austenitização e a velocidade de resfriamento têm influência direta sobre a
solubilização e a precipitação de carbonetos respectivamente e, consequentemente, na
quantidade de elementos de liga em solução sólida e no comportamento da curva de TRC.
Palavras-chave: 1. Ferro Fundido Branco Multicomponente 2. Diagrama TRC 3. Cilindro de
Laminação
ABSTRACT
CLARO DE FARIA, A. Determination of CCT Curve of Multicomponent White Cast Iron
Fe-2C-6Cr-2Mo-4V-2W. 2015. 69p . Monograph (Undergraduate Work in Materials
Engineering) – Escola de Engenharia de Lorena, Universidade de São Paulo, Lorena, 2015.
The Multi-component White Cast Iron (MWCI) is widely used for rolling mill rolls
and mineral pulverizing mill elements. Despite its great importance, there are no systematic
researches of MWCI carried out by the scientific community.
For that purpose, this work consisted on the study of the microstructure in function of
the alloying elements and their influence on the CCT diagram based on the studies of Matsubara
et al. and the determination and interpretation of the CCT diagram for the FFBM Fe-2C-6CR-
2Mo-4V-2W.
In order to reach the results proposed in this work, it was used a sample provided by
GERDAU – Aços Especiais Brasil de Pindamonhangaba/SP
Before the CCT diagram acquisition, it was released a statistical study of critical rates
to the formation of perlite and bainite phases in function of chemical composition. The cooling
rates applied for the lifting of the CCT curve were defined based on calculating by the statistical
study above.
After construction of CCT diagram, it could be concluded that: to obtain the
martensite, bainite and perlite microstructure are needed respectively large, medium (0,20ºC/s)
and small (0,03ºC/s) cooling rates. Despite the visual similarity between the microstructures,
measurements of Vickers hardness showed a great difference between the hardness of the
phases. To differentiate the phases, it also was performed several etches and the best results
was obtained by Lepera’s reagent.
It also can conclude that MWCI has high hardenability due to the large fraction of
martensite present even at very slow rates of cooling. In addition the austenitizing temperature
and the cooling rate has a direct influence on the solubilization and precipitation of carbides
respectively, and consequently the amount of alloying elements in solid solution and the
behavior of the CCT curve.
Keywords: 1. Multi-component White Cast Iron 2. CCT Diagram 3. Rolling Mill Rolls
LISTA DE FIGURAS
Figura 1. Diagramas TRC típicos de Ferro Fundido Branco. a) Fe-4,1%C-15,1%Cr, b) Fe-3,9%C-
17,5%Cr-2,5%Mo e c) Fe-3,9%C-23,4%Cr-2,9%Mo. ......................................................................... 18
Figura 2. Layout de um LTQ convencional. ........................................................................................ 19
Figura 3. Principais componentes de um cilindro de trabalho de LTQ ................................................ 21
Figura 4. Micrografia típica da microestrutura do FFBM temperado e revenido, 200x; MC: Carboneto
rico em Vanádio, M2C: Carboneto rico em Molibdênio e M7C3: Carboneto rico em Cromo ............... 22
Figura 5. Refino de carboneto do tipo MC em função do teor de tungstênio equivalente em um HSS
1C-4Cr-7Mo-4W-3V. ............................................................................................................................ 23
Figura 6. Estrutura dos carbonetos do tipo MC. a) Tipo Pétala, b) Tipo Nodular e c) Tipo Coral ...... 25
Figura 7. Estrutura dos carbonetos do tipo M2C. a) Tipo Lamelar e b) Tipo Placa ............................ 26
Figura 8. Estrutura dos carbonetos do tipo M7C3 ............................................................................... 26
Figura 9. Esquema de determinação das taxas críticas de transformação de fase na curva TRC ........ 29
Figura 10. Curvas de dilatação obtidas por dilatometria. (a) dilatação em função temperatura e (b) em
função do tempo. ................................................................................................................................... 30
Figura 11. Método da derivada para determinação de temperaturas de transformação. ...................... 30
Figura 12. Método da tangente para determinação de temperaturas de transformação ....................... 31
Figura 13. Diagramas TRC com diferentes teores de carbono. a) Liga 1, b) Liga 3, c) Liga 4 e d) Liga
6. ............................................................................................................................................................ 33
Figura 14. Influência do teor de carbono e temperatura de austenitização na transformação perlítica
(P) e bainítica (B). a) Tempo do cotovelo da curva e b) Temperatura do cotovelo da curva ................ 34
Figura 15. Influência do teor de carbono e temperatura de austenitização na taxa crítica de
transformação (Vc-p: transformação perlítica, Vc-b: transformação bainítica) ....................................... 34
Figura 16. Influência do teor de carbono e temperatura de austenitização nas temperaturas Mi e Mf . 35
Figura 17. Influência do teor de carbono e da taxa de resfriamento na microestrutura final. a)
Austenitizado a 1000 °C e b) Austenitizado a 1100 °C ........................................................................ 35
Figura 18. Relação entre a concentração de elementos de liga na matriz temperada após austenitização
a 1100 °C em função do teor de carbono da liga. ................................................................................. 36
Figura 19. Influência do teor de carbono na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura da matriz de
amostras resfriadas continuamente. ....................................................................................................... 36
Figura 20. Diagramas TRC com diferentes teores de vanádio. a) Liga 7, b) Liga 8, c) Liga 10 e d)
Liga 11. ................................................................................................................................................. 37
Figura 21. Influência do teor de vanádio e temperatura de austenitização na taxa crítica de
transformação (Vc-p: transformação perlítica, Vc-b: transformação bainítica) ....................................... 38
Figura 22. Influência do teor de vanádio e temperatura de austenitização nas temperaturas Mi e Mf . 38
Figura 23. Influência do teor de vanádio e da taxa de resfriamento na microestrutura final. a)
Austenitizado a 1000 °C e b) Austenitizado a 1100 °C ......................................................................... 39
Figura 24. Influência do teor de vanádio na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura da matriz de
amostras resfriadas continuamente. ....................................................................................................... 39
Figura 25. Diagramas TRC do FFBM com diferentes teores de cromo. a) Liga 12, b) Liga 13, c) Liga
15 e d) Liga 16. ...................................................................................................................................... 40
Figura 26. Influência do teor de cromo e temperatura de austenitização na taxa crítica de
transformação (Vc-p: transformação perlítica, Vc-b: transformação bainítica) ........................................ 41
Figura 27. Influência do teor de cromo e temperatura de austenitização nas temperaturas Mi e Mf .... 41
Figura 28. Influência do teor de cromo e da taxa de resfriamento na microestrutura final. a)
Austenitizado a 1000 °C e b) Austenitizado a 1100 °C ......................................................................... 42
Figura 29. Influência do teor de cromo na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura da matriz de
amostras resfriadas continuamente. ....................................................................................................... 42
Figura 30. Diagramas TRC do FFBM com diferentes teores de cobalto. a) Liga 17, b) Liga 20, c) Liga
22 e d) Liga 23. ...................................................................................................................................... 43
Figura 31. Influência do teor de cobalto e temperatura de austenitização na taxa crítica de
transformação (Vc-p: transformação perlítica, Vc-b: transformação bainítica) ........................................ 44
Figura 32. Influência do teor de cobalto e temperatura de austenitização nas temperaturas Ms e Mf .. 44
Figura 33. Influência do teor de cobalto e da taxa de resfriamento na microestrutura final. a)
Austenitizado a 1000 °C e b) Austenitizado a 1100 °C ......................................................................... 45
Figura 34. Diagramas TRC do FFBM com diferentes teores de Molibdênio e Tungstênio. a) Liga 24,
b) Liga 27 e c) Liga 33. ......................................................................................................................... 46
Figura 35. Influência do teor de Molibdênio, Tungstênio e temperatura de austenitização na
transformação perlítica (P) e bainítica (B). a) Tempo do cotovelo da curva e b) Temperatura do
cotovelo da curva ................................................................................................................................... 46
Figura 36. Influência do teor de Molibdênio, Tungstênio e temperatura de austenitização nas
temperaturas Mi e Mf ............................................................................................................................. 47
Figura 37. Influência do teor de Weq e da taxa de resfriamento na microestrutura final. a)
Austenitizado a 1000 °C e b) Austenitizado a 1100 °C ......................................................................... 47
Figura 38. Influência do teor de Molibdênio e Tungstênio na máxima macrodureza (Hmáx) e
microestrutura da matriz de amostras resfriadas continuamente. .......................................................... 48
Figura 39. Diagramas TRC do FFBM com diferentes teores de Molibdênio e Tungstênio. a) Liga 35,
b) Liga 36, c) Liga 37 e d) Liga 38. ....................................................................................................... 49
Figura 40. Influência do teor de Manganês, Níquel e temperatura de austenitização na transformação
perlítica (P) e bainítica (B). a) Tempo do cotovelo da curva em função do teor de Manganês e b) de
Níquel. c) Temperatura do cotovelo da curva em função do teor de Manganês e d) de Níquel ............ 50
Figura 41. Influência do teor de Manganês, Níquel e temperatura de austenitização na temperatura Mi
............................................................................................................................................................... 50
Figura 42. Influência do teor de Manganês e Níquel na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura
da matriz de amostras resfriadas continuamente. .................................................................................. 51
Figura 43. Influência do teor de Manganês, Níquel e da taxa de resfriamento na microestrutura final.
a) Em função do teor de Manganês e austenitizado a 1000 °C e b) austenitizado a 1100 °C. c) Em
função do teor de Níquel e austenitizado a 1000 °C e d) austenitizado a 1100 °C ............................... 52
Figura 45. Posição de retirada de anéis de casca do cilindro de laminação para amostragem do FFBM
............................................................................................................................................................... 53
Figura 46. Seguimento de anel para usinagem de corpos-de-prova. a) Vista isométrica e b) Croqui de
retirada dos corpos de prova.................................................................................................................. 53
Figura 47. Desenho técnico do corpo-de-prova utilizado para ensaio dilatométrico ........................... 54
Figura 44. Fluxograma da metodologia do trabalho ............................................................................ 54
Figura 48. Simulador Termomecânico Gleeble® 3500 ....................................................................... 57
Figura 49. Montagem do corpo de prova no dilatômetro ..................................................................... 57
Figura 50. Representação do ciclo realizado no ensaio dilatométrico ................................................. 58
Figura 53. Ajuste visual do modelo VC-P (1000 °C x 1,8ks). .............................................................. 59
Figura 56. Ajuste visual do modelo VC-B (1000 °C x 1,8ks). ............................................................... 60
Figura 57. Micrografia de amostra de ensaio dilatométrico resfriado a 0,03°C/s via Microscopia
Óptica. 1000x. Ataque Nital ................................................................................................................. 61
Figura 58. Micrografia de amostra de ensaio dilatométrico resfriado a 0,03°C/s via Microscopia
Óptica. 1000x. Ataque Vilella .............................................................................................................. 61
Figura 59. Micrografia de amostra de ensaio dilatométrico resfriado a 0,03°C/s via Microscopia
Óptica. 1000x. Ataque Lepera .............................................................................................................. 62
Figura 60. Micrografia de amostra de ensaio dilatométrico resfriado a 0,03°C/s via MEV. 1000x .... 62
Figura 61. Micrografia de amostra de ensaio dilatométrico resfriado a 0,03°C/s via MEV. 6000x .... 63
Figura 62. Diagrama TRC do Ferro Fundido Branco Multicomponente ............................................. 64
LISTA DE TABELAS
Tabela 1. Evolução dos materiais utilizados como material de casca em cilindros de trabalho nas
primeiras cadeiras do trem acabador de LTQ ........................................................................................ 20
Tabela 2. Composição química das amostras dos estudos de Matsubara et al. e a respectiva referência
na qual foi publicada ............................................................................................................................. 32
Tabela 3. Faixa de composição química da corrida do material FFBM e o valor real obtido. ............. 52
Tabela 4. Composição química (variável de entrada) e taxa crítica de formação da perlita e bainita
(variáveis de saída) obtida pelos estudos de Matsubara et al. ............................................................... 56
LISTA DE SIGLAS
CCC Cúbico de Corpo Centrado
CFC Cúbico de Face Centrada
DEMAR Departamento de Engenharia de Materiais
EEL Escola de Engenharia de Lorena
EM Engenharia de Materiais
FFBM Ferro Fundido Branco Multicomponente
HSS High Speed Steel
LOM Departamento de Engenharia de Materiais da EEL
LTQ Laminador de Tiras a Quente
MWCI Multi-component White Cast Iron
TCC Trabalho de Conclusão de Curso
TRC Transformação por Resfriamento Contínuo
TTT Tempo-Temperatura-Transformação
USP Universidade de São Paulo
LISTA DE SÍMBOLOS
Cbal% Teor de Balanço de Carbono
Cestec% Teor de Carbono Estequiométrico
M2C Carboneto Rico em Molibdênio
M7C3 Carboneto Rico em Cromo
MC Carboneto Rico em Vanádio
Mf Temperatura de Final de Transformação Martensítica
Ms/Mi Temperatura de Início de Transformação Martensítica
t Tempo (Min)
T Temperatura (°C)
Tγ Temperatura de Austenitização (°C)
VC-B Taxa Crítica de Transformação Bainítica
VC-P Taxa Crítica de Transformação Perlítica
Vγ Volume da Fração de Austenita Retida
Weq% Teor Tungstênio Equivalente
β0 Constante do Modelamento VC-P e VC-B
γ Austenita
γR Austenita Retida
SUMÁRIO
1 INTRODUÇÃO ............................................................................................................................ 17
1.1 Objetivo e justificativa .......................................................................................................... 18
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ...................................................................................................... 19
2.1 Aplicação da liga ................................................................................................................... 19
2.2 O Ferro Fundido Branco Multicomponente .......................................................................... 21
2.2.1 Elaboração química ....................................................................................................... 22
2.2.2 Estrutura de solidificação .............................................................................................. 24
2.2.3 Transformações de fase no estado sólido ...................................................................... 27
2.3 O Diagrama de Transformação de Fases ............................................................................... 28
2.3.1 Construção do diagrama TRC ....................................................................................... 30
2.4 Estudo do diagrama TRC em FFBM ..................................................................................... 31
2.4.1 Carbono ......................................................................................................................... 32
2.4.2 Vanádio ......................................................................................................................... 36
2.4.3 Cromo ............................................................................................................................ 39
2.4.4 Cobalto .......................................................................................................................... 42
2.4.5 Molibdênio e Tungstênio .............................................................................................. 45
2.4.6 Manganês e Níquel ........................................................................................................ 48
3 MATERIAIS E MÉTODOS ......................................................................................................... 52
3.1 Material Utilizado e Amostragem ......................................................................................... 52
3.2 Metodologia .......................................................................................................................... 54
3.3 Previsão das taxas críticas VC-P e VC-B .................................................................................. 55
3.4 Ensaio de Dilatometria .......................................................................................................... 56
4 RESULTADOS E DISCUSSÃO .................................................................................................. 59
4.1 Previsão da taxa crítica de transformação perlítica ............................................................... 59
4.2 Ensaio dilatométrico .............................................................................................................. 60
5 CONCLUSÃO .............................................................................................................................. 66
6 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ........................................................................ 67
REFERÊNCIAS .................................................................................................................................... 67
17
1 INTRODUÇÃO
O setor siderúrgico é caracterizado pela elevada competividade, o que exige melhoria contínua
da qualidade dos produtos e alta produtividade, levando a baixos custos de produção. Este mercado
exige das empresas uma evolução constante dos processos de fabricação do aço.
A laminação é um processo de conformação de materiais metálicos, muito utilizado na
indústria siderúrgica. A qualidade do produto laminado está intimamente ligada à qualidade dos
cilindros, peças que entram em contato com o material e provocam sua deformação.
Este aumento da qualidade dos produtos juntamente com a produtividade dos laminadores
está atrelado às características do cilindro de laminação. Em outras palavras, espera-se que um
cilindro em serviço suporte a deterioração de sua superfície, como trincas por fadiga térmica, trincas
por fadiga de contato, oxidação e espera-se também que o cilindro suporte outras ocorrências atípicas
como lascamento e fratura catastrófica.
As propriedades mecânicas do cilindro são obtidas em parte por tratamentos térmicos
adequados, o que torna esta etapa do processo de fabricação, de crucial importância, pois influencia
diretamente o desempenho dos cilindros.
O fundamento científico dos tratamentos térmicos dos materiais é baseado em Metalurgia
Física, importante ramo inserido no campo de estudos da Ciência e Engenharia de Materiais. Dentro
deste segmento, as transformações de fase são compreendidas por meio da determinação de
parâmetros cinéticos e termodinâmicos e permitem entender os fenômenos que ocorrem em
tratamentos térmicos industriais e correlacionar com a microestrutura final.
Dentre as várias técnicas experimentais utilizadas para a determinação destes parâmetros
cinéticos e termodinâmicos, destaca-se a dilatometria. A partir desta técnica obtêm-se as temperaturas
de transformação de fase em função das curvas de resfriamento, possibilitando inúmeras vantagens
aos engenheiros de materiais, como por exemplo:
i) Verificar possibilidade de desenvolvimento de novas microestruturas;
ii) Possibilidade de otimizar os patamares de tratamentos térmicos atuais;
iii) Inferir a influência dos elementos de liga sobre as transformações de fase e, com isto,
poder desenvolver de novas composições químicas.
O FFBM (Ferro Fundido Branco Multicomponente), material comumente utilizado na
produção de cilindros de laminação, é pouco estudado pela comunidade cientifica, com exceção da
equipe capitaneada pelo Prof. Dr. Matsubara na Kurume National College of Technology, Tókio,
cujos estudos irão compor a revisão bibliográfica neste trabalho. A Figura 1 a seguir são exemplos de
curvas TRC de Ferro Fundido Branco frequentemente estudados: com alto teor de carbono
18
(aproximadamente 4%) com um ou dois elementos de liga formador de carboneto (geralmente cromo
ou molibdênio).
Figura 1. Diagramas TRC típicos de Ferro Fundido Branco.
a) Fe-4,1%C-15,1%Cr, b) Fe-3,9%C-17,5%Cr-2,5%Mo e c) Fe-3,9%C-23,4%Cr-2,9%Mo.
Fonte: (GEORGE, 1991)
1.1 Objetivo e justificativa
Tendo em vista que esta liga vem sendo muito aplicada na produção de cilindros de trabalho
para laminador de tiras a quente, é razoável realizar um estudo aprofundado sobre as transformações
de fase do FFBM, a começar pela curva TRC (Transformação em Resfriamento Contínuo).
Portanto, o objetivo deste trabalho é:
Estudo estatístico para previsão das taxas críticas de formação da perlita e bainita no
FFBM Fe-2C-6Cr-2Mo-4V-2W, utilizando-se como base os resultados obtidos por Matsubara
e sua equipe sobre a influência dos elementos de liga do FFBM.
Construção do diagrama TRC para o FFBM Fe-2C-6Cr-2Mo-4V-2W, por meio de
ensaios dilatométricos, incluindo análise por microscopia óptica, microscopia eletrônica por
varredura e midrodureza Vickers.
a) b) c)
19
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 Aplicação da liga
Os cilindros de LTQ (Laminador de Tiras a Quente) são ferramentas de conformação de
produtos metálicos planos, como chapas de aço para indústria automobilística e linha branca. A
Figura 2 a seguir mostra uma configuração esquemática da linha de produção de tiras de um LTQ
Figura 2. Layout de um LTQ convencional.
Fonte: (ZIEHENBERGER, 2007)
Nos últimos anos, com o expressivo desenvolvimento de cilindros de laminação, culminou-se
na aplicação de uma liga do tipo Fe-C-X, onde X nada mais é do que um grupo de elementos de liga
formadores de carboneto, como vanádio, cromo, nióbio, molibdênio e tungstênio. (HASHIMOTO,
KUBO, SASAGURI, & MATSUBARA, 2004)
A força motriz para o desenvolvimento dos cilindros é devido à intensa ação de degradação
da superfície devido o contato direto com o produto laminado, caracterizado pela ação simultânea de
vários modos de desgaste, como abrasão, oxidação, adesão e fadiga térmica. Sabe-se que há certa
preferência do tipo de desgaste de acordo com a posição da cadeira no laminador. Nas cadeiras F1 à
F3 onde há uma temperatura mais elevada de trabalho, prevalecem-se fenômenos do tipo fadiga
térmica e oxidação. Já nas cadeiras F6 e F7 ocorre mais fortemente abrasão e adesão. Nas cadeiras
intermediárias, ocorre ação simultânea destes modos de desgaste de forma mais equitativa.
(BOCCALINI, SINATORA, & MATSUBARA, 2000)(SILVA, 2003) Estes danos são progressivos,
exigem com que os cilindros sejam constantemente retificados para remoção por usinagem da camada
superficial deterioradae também para que se previnam quebras catastróficas no laminador.
A Tabela 1 a seguir, mostra uma breve descrição dessa recente história de desenvolvimento
de cilindros para as primeiras cadeiras do trem acabador de tiras a quente (este, via de regra, é
constituído de seis ou sete cadeiras do tipo quádruo).
Cadeira de
Desbaste Cadeira de Acabamento Bobinadeira
F1 F2 F3 F4 F5 F6 F7
Tesoura e
Removedor
de Carepa
20 Tabela 1. Evolução dos materiais utilizados como material de casca em cilindros de trabalho nas primeiras cadeiras do
trem acabador de LTQ
Período Liga Composição Microestrutura
1950 a
1980
Ferro Fundido
Mesclado
3%p < C < 3,4%p
Cr < 2%p
Mo < 1%p
4%p < Ni < 5%p
Matriz com martensita e
austenita retida
+
Carbonetos eutéticos M3C
+
Grafita em grumo
1950 a
1980 Adamite
C = 0,7%p
Cr < 2%p
Mo < 1%p
1,2%p < Ni < 1,5%p
Martensita Revenida
1980 até
hoje em
dia
Ferro Fundido
Branco
de Alto Cromo
2%p < C < 3%p
10%p < Cr < 18%p
1%p < Mo < 3%p
1%p < Ni < 2%p
Matriz de martensita revenida
+
Carboneto eutético M7C3
1980 até
hoje em
dia
Ferro Fundido
Branco
Multicomponente
1,5%p < C < 2,5%p
4%p < Cr < 7%p
4%p < V < 8%p
Mo < 5%p
W < 5%p
Matriz de martensita revenida
+
Carboneto eutético M7C3, M2C
e MC
Fonte: (SILVA, 2003)
Portanto, a qualidade das tiras (como rugosidade e dimensional) está intimamente relacionada
com o perfil do cilindro e a qualidade da sua superfície de trabalho. Estas características do cilindro
devem ser as mais próximas o possível dos valores iniciais por um longo período de tempo de serviço
ininterrupto para manter a produtividade do laminador. Há também outros fatores independentes ao
cilindro que afetam a qualidade das tiras, como estabilidade do laminador, sistema de refrigeração,
manutenção preventiva e lubrificação. (SILVA, 2003)
Para que o cilindro de trabalho seja capaz de suportar as cargas do trem acabador do laminador
de tiras a quente, este é muitas vezes produzido com dois materiais com propriedades distintas. O
núcleo do cilindro é feito em material com maior tenacidade à fratura em relação à casca, como o
Ferro Fundido Nodular. A casca é feita em Ferro Fundido Branco Multicomponente de elevada dureza
21
a quente e resistência ao desgaste do contato com o produto laminado. (GINZBURG, 1994) A Figura
3 a seguir é uma representação esquemática de um cilindro bimetálico.
Figura 3. Principais componentes de um cilindro de trabalho de LTQ
Fonte: Adaptado (ZIEHENBERGER & WINDHAGER, 2006)
2.2 O Ferro Fundido Branco Multicomponente
O Ferro Fundido Branco Multicomponente (ou Multiligado) é designado neste trabalho como
FFBM. Trata-se de uma liga recentemente desenvolvida para aplicações onde se exige a manutenção
de alta dureza em elevadas temperaturas além da elevada resistência ao desgaste. Para obter estas
propriedades, o material contém uma grande variedade de elementos de liga formadores de
carbonetos, tais como cromo, vanádio, molibdênio e tungstênio. Como consequência tem-se um
material complexo com uma microestrutura contendo vários carbonetos de alta dureza e matriz com
grande quantidade de carbonetos secundários precipitados por solução sólida. (SILVA, 2003)
Comercialmente, esta liga é frequentemente chamada de Aço Rápido (HSS), pois foi
desenvolvida a partir da composição química dos aços rápidos empregados na fabricação de
ferramentas de corte e de usinagem, como os aços AISI M2. Entretanto a terminologia metalúrgica
mais adequada é Ferro Fundido Branco Multicomponente (FFBM) como vem sendo abordada, devido
ao seu elevado teor de carbono na forma combinada e devido à ausência de grafita.
A Figura 4 é uma micrografia típica da microestrutura do material temperado e revenido, a
qual consiste basicamente em uma matriz com precipitação de carbonetos secundários e carbonetos
eutéticos em células eutéticas em regiões interdentríticas.
Núcleo
Pescoço de
Acionamento
Pescoço de
Operação
Mesa de
Trabalho
500 µm
Interface
Casca Ferro Fundido
Branco
Multicomponente
Ferro Fundido
Nodular
22 Figura 4. Micrografia típica da microestrutura do FFBM temperado e revenido, 200x; MC: Carboneto rico em Vanádio,
M2C: Carboneto rico em Molibdênio e M7C3: Carboneto rico em Cromo
Fonte: O autor.
2.2.1 Elaboração química
O efeito dos elementos químicos na transformação da austenita tem sido bastante estudado ao
longo de décadas, existindo uma vasta literatura a respeito. No entanto, na maioria das vezes, as
condições dos estudos são específicas, não aplicáveis diretamente ao caso do FFBM.
A elaboração da composição química do FFBM tem como um dos principais propósitos o
aumento da resistência à abrasão, inclusive em elevadas temperaturas, por meio da nucleação de
carbonetos eutéticos, sendo também a matriz endurecida por precipitação secundária de carbonetos
devido a tratamentos térmicos específicos. (HASHIMOTO, KUBO, SASAGURI, & MATSUBARA,
2004)
Portanto, a elaboração da composição química é realizada levando-se em consideração dois
fatores: i) Estrutura de solidificação, ou seja, o tipo e morfologia de carboneto nucleado na
solidificação e ii) A matriz obtida após a transformação resultante do tratamento térmico.
A adição de cromo, por exemplo, é básica para qualquer ferro fundido branco ligado,
justamente por ser responsável pelo aumento do endurecimento pois retarda as transformações
perlíticas e bainíticas, facilitando a obtenção de uma estrutura martensítica em processos industriais.
O carboneto eutético M7C3, o qual é rico em cromo, contribui significativamente para a boa
resistência ao desgaste abrasivo que o material possui.
O limite de adição de cromo no FFBM está em função da necessidade de se priorizar a
precipitação de outros tipos de carbonetos com dureza muito maior.
23
Elementos de liga como molibdênio e tungstênio agem de forma semelhante e são fortes
elementos de liga formadores de carboneto, os quais possuem dureza maior que o M7C3. Nesta liga,
ambos são responsáveis pela formação de carbonetos do tipo M2C (RAYNOR & RIVLIN, 1988).
Além de formadores de carbonetos, o molibdênio e tungstênio têm a capacidade de se dissolver em
solução sólida, o que aumenta a capacidade de endurecimento da matriz. Um terceiro ponto a se
destacar, é a capacidade de ambos promoverem o endurecimento por precipitação secundária de
carbonetos na matriz através da têmpera.
Sabe-se também que o molibdênio e tungstênio podem ser empregados para redução da fração
dos carbonetos MC maiores que 5 µm. A equação 1 a seguir mostra o valor de Tungstênio Equivalente
(Weq) para efeito de refino onde, quanto maior for Weq maior será o refino (Figura 5), mas este valor
não deve passar de aproximadamente 20% em massa pois a quantidade de carbonetos ricos em Mo/W
também aumentará, gerando segregação destes carbonetos nos contornos do grãos (VILLARES
METALS, 2009).
Weq% = W% + 2*Mo% (1)
Figura 5. Refino de carboneto do tipo MC em função do teor de tungstênio equivalente em um
HSS 1C-4Cr-7Mo-4W-3V.
Fonte: Adaptado de (VILLARES METALS, 2009)
O vanádio é um elemento de liga de alto potencial para formar carbonetos do tipo MC ou
M4C3, os quais possuem dureza maior que os carbonetos do tipo M2C e M6C (RAYNOR & RIVLIN,
1988). Quando o material sofre processo de têmpera, o vanádio auxilia no endurecimento da matriz
pela precipitação secundária de carbonetos. Referente à dureza e à morfologia dos carbonetos, o
vanádio é o elemento de liga mais benéfico no FFBM, entretanto o seu teor também deve ser limitado
devido à excessiva segregação de MC nos contornos.
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
14 16 18 20 22
Fra
ção
de
vo
lum
e d
e M
C
ma
iore
s q
ue
5 µ
m
Weq (W+2*Mo) %m
24
Durante a solidificação do FFBM, o carbono primeiro combina-se com fortes elementos de
liga formadores de carbonetos e em seguida o carbono restante dissolve-se na matriz de ferro. Um
parâmetro importante a ser considerado é o chamado balanço do carbono (Cbal), que é definido pela
equação 2, e consiste basicamente em um parâmetro para expressar o teor de carbono dissolvido na
matriz de ferro (STEVEN, NEHRENBERG, & PHILIP, 1964):
Cbal% = C% - Cestec% (2)
onde, C% é o teor de carbono da elaboração química do ferro fundido e Cestec% significa a
quantidade estequiométrica de carbono, ou seja, o teor de carbono combinado com todos os elementos
formadores de carbonetos eutéticos no FFBM. Para determinação do Cestec, pode-se utilizar a equação
3 (STEVEN, NEHRENBERG, & PHILIP, 1964):
Cestec% = 0,060Cr% + 0,063Mo% + 0,033W% + 0,235V% (3)
Neste caso, considerou-se que o carbono é responsável pela formação dos carbonetos do tipo
M23C6 (combinando-se com cromo), M2C (combinando-se com molibidênio ou tungstênio) e MC
(combinando-se com vanádio). Entretanto, caso haja a formação de grande quantidade de carbonetos
do tipo M7C3 (carbono combinado com cromo), a equação que define o carbono estequiométrico do
FFBM deve ser modificado. Assim tem-se a equação 4:
Cestec% = 0,099Cr% + 0,063Mo% + 0,033W% + 0,235V% (4)
Como Cbal% determina o teor de carbono no estado de equilíbrio dissolvido na matriz, este
parâmetro é importante para a transformação de matriz no ferro fundido. Um valor positivo de Cbal%
significa que o carbono adicional permanece na matriz de ferro num estado de equilíbrio, e um valor
negativo significa que a matriz carece de carbono. Como a composição do FFBM é de cerca de 5%
para cada elemento como Cr, Mo, W e V, e 2% de C, o valor de Cbal% é próximo de 0% (STEVEN,
NEHRENBERG, & PHILIP, 1964).
2.2.2 Estrutura de solidificação
A microestrutura bruta de fusão de um ferro fundido branco multicomponente consiste
basicamente de carbonetos eutéticos nucleados a partir do líquido e carbonetos secundários
precipitados na matriz. (WU, SASAGURI, MATSUBARA, & HASHIMOTO, 1996)
25
A variedade de elementos de liga reflete na diversificação dos tipos de carbonetos eutéticos.
Carbonetos do tipo MC (ricos em vanádio) podem ser classificados da seguinte maneira: Tipo
“pétalas”, “nodular” e tipo “coral”, mostrados na Figura 6 a seguir:
Figura 6. Estrutura dos carbonetos do tipo MC. a) Tipo Pétala, b) Tipo Nodular e c) Tipo Coral
Fonte: (HASHIMOTO, KUBO, SASAGURI, & MATSUBARA, 2004)
Os carbonetos MC do tipo pétala ocorrem em ferros fundidos de baixo carbono quando a
cristalização das dentritas de austenita precede a forma eutética (γ + MC). Já os carbonetos do tipo
nodular precipitam em ferros fundidos de alto teor de carbono. Carbonetos da morfologia coral
consistem em cristais de MC primários no centro e carbonetos eutéticos MC crescendo em direções
radiais do primário. Este último precipita em ferros contendo grande quantidade de vanádio em sua
composição e podem coexistir com o carboneto M7C3 (de alto teor de cromo) ou com pequena
quantidade de carboneto M2C (de alto teor de molibdênio ou tungstênio), dependendo do teor de
carbono do ferro. A dureza do carboneto de MC é de aproximadamente 2800HV e este carboneto
pode ser muito eficaz para a resistência ao desgaste dos ferros fundidos. Além disso, a morfologia
nodular dos carbonetos MC pode também melhorar a ductilidade do ferro fundido devido ao menor
efeito de entalhe. No entanto os nódulos de carboneto MC podem deteriorar-se e passar para uma
morfologia do tipo chunky ou em flocos quando há alterações da composição química do ferro.
Pode-se ter também no ferro fundido branco multicomponente carboneto do tipo M2C, os
quais são carbonetos ricos em molibdênio e vanádio. Dependendo da composição química do ferro,
a morfologia pode ser tanto lamelar fina ou grossa quanto do tipo placa, como mostra a Figura 7 a
seguir:
a) b) c)
26
Figura 7. Estrutura dos carbonetos do tipo M2C. a) Tipo Lamelar e b) Tipo Placa
Fonte: (HASHIMOTO, KUBO, SASAGURI, & MATSUBARA, 2004)
Segundo Karagoz et al., o carboneto M2C pode se transformar em carboneto M6C por
aquecimento (KARAGOZ, RIEDL, GREGG, & FISCHMEISTER, 1983). Consta-se também que os
carbonetos lamelares eutéticos nucleiam-se no último estágio de solidificação.
O carboneto M2C em forma de placa é constituído por placas grandes e espessas. Este tipo de
carboneto pode ser obtido no ferro fundido quando este apresenta altos valores de Weq. Nos ferros
fundidos com maior teor de carbono, a existência de placas de carboneto M2C está associada com a
presença de carbonetos M7C3, como mostrado na Figura 8 a seguir:
Figura 8. Estrutura dos carbonetos do tipo M7C3
Fonte: (HASHIMOTO, KUBO, SASAGURI, & MATSUBARA, 2004)
Os carbonetos do tipo M7C3 são carbonetos de cromo muito presente em ferros fundidos
brancos multicomponentes, cuja morfologia mais comum é a ledeburítica e é coexistente com
carbonetos MC e carbonetos M2C (Figura 8).
A matriz bruta de solidificação dessa liga consiste em bainita, martensita e austenita retida
(γR). O volume da fração de austenita retida (Vγ) varia de 5 a 50 % dependendo do teor de carbono
do ferro. Entretanto, a austenita retida pode se transformar em fases martensíticas (fresh martensite)
com tratamentos térmicos apropriados, como revenimento (WU, SASAGURI, MATSUBARA, &
HASHIMOTO, 1996).
27
2.2.3 Transformações de fase no estado sólido
Os elementos de liga formadores de carboneto, quando bem distribuídos na matriz, em solução
sólida, têm efeitos importantes na transformação de fase. A resistência ao desgaste e as propriedades
mecânicas do ferro fundido branco multicomponente são afetados não só pelo tipo e morfologia de
carboneto eutético, mas também pela estrutura de matriz a qual é obtido em função do tratamento
térmico. Matsubara et al. estudou os possíveis tratamentos térmicos do ferro fundido
multicomponente, cuja composição química é 5% de cada elemento, Cr, Mo, W, e 2% de Co e C, a
fim de obter as propriedades desejadas e para esclarecer o comportamento da transformação da matriz
(MATSUBARA, SASAGURI, YOKOMIZO, & H.Q., 1999).
Independente do teor de carbono e da temperatura de austenitização, Matsubara constatou que
as transformações perlíticas e bainíticas são separadas em parte superior e em parte inferior. As
temperaturas do cotovelo das transformações, tanto a perlítica quanto bainítica, variam entre 647 a
707 °C e 297 a 337 °C para ferro de baixo carbono (2% em massa) respectivamente.
No que diz respeito ao tempo de transformação, o ferro fundido branco multicomponente de
baixo teor de carbono mostra uma grande variação em função dos teores dos elementos de liga
formadores de carboneto.
Quando a temperatura de austenitização Tγ é acrescida em 100°C, as duas transformações
(bainítica e perlítica) são atrasadas. Além disso, há o indicativo de que a transformação da perlita
torna-se mais difícil de ocorrer no ferro de baixo carbono.
Entende-se que a transformação direta a partir de austenita para bainita ocorre em uma
pequena faixa de taxa de resfriamento e, normalmente ocorre, tanto as transformações da martensita
quanto da bainita. Portanto, a estrutura de matriz será uma coexistência de martensita e bainita. Isto
é importante para nortear o tratamento térmico do ferro fundido branco multicomponente com teor
de carbono de 2% que é aplicado em cilindros de laminação.
Uma vez que o carbono e os outros elementos de liga dissolvem-se mais na matriz devido ao
aumento da solubilidade quando há um aumento da Tγ, tanto a transformação da perlita quanto a
transformação da bainítica são retardadas. Espera-se que este comportamento possa ser confirmado
por meio de uma análise em MEV da matriz temperada a partir da Tγ, onde a quantidade de carboneto
não dissolvido tende a ser menor na matriz temperada de 1100 °C de austenitização do que a
temperada de 1000 ºC de austenitização.
Levando em consideração que a fração não dissolvida de carbonetos que poderá atuar como
locais de nucleação nas transformações de fase, pode-se inferir que matrizes austenitizadas em altas
temperaturas terão dificulta a transformação.
28
A temperatura para a transformação de início da martensita (Mi) aparece, mas pode não
aparecer a temperatura de fim de transformação da martensita (Mf) neste tipo de ferro fundido. A
temperatura Mi aumenta com a diminuição da taxa de resfriamento para valores menores que VC-B, e
a Mi tende a diminuir gradualmente à medida que a transformação bainitica aumenta.
Em uma austenitização 1000 °C, a temperatura Mi é maior em ferro de baixo carbono e menor
em ferro de alto carbono. A razão do aumento da temperatura Mi pode ser explicado pelo fato de que
a concentração de elementos de liga na matriz diminui devido a um aumento na precipitação de
carbonetos, conforme a velocidade de resfriamento diminui. A diminuição da Mi ocorre devido ao
enriquecimento de carbono na austenita e resulta na estabilização da austenita devido transformação
bainítica. Sabe-se também que a temperatura Mi do ferro fundido branco de multicomponente é
uniformemente reduzida com o aumento do teor de carbono do ferro (YOKOMIZO, SASAGURI,
NANJO, & MATSUBARA, 2002).
2.3 O Diagrama de Transformação de Fases
Os metalurgistas Bain e Davenport (1930) da United States of Corporation Research
Laboratory destacaram-se pelo pioneirismo no estudo de diagrama conhecidos como TTT (Time-
Temperature-Transformation) para o estudo da decomposição da austenita em várias temperaturas e
composições químicas distintas. (CASARIN, S. J., 1996)
Os diagramas TTT são uma boa orientação quanto à capacidade de endurecimento do material,
entretanto os pontos de transformação são obtidos isotermicamente, e desta forma, foge à realidade
das condições de resfriamento dos materiais em inúmeras situações.
Em contrapartida há diagramas mais representativos da realidade: os diagramas TRC
(Transformação em Resfriamento Contínuo). Desenvolvido na década de 70, trata-se de um método
alternativo de sistema de curvas de resfriamento para avaliação de ligas quando são resfriadas de
modo contínuo a partir da temperatura de austenitização. A Como principais pontos do diagrama
TRC, têm-se as regiões de transformação perlítica e bainítica, delimitadas pelas curvas P e B
indicadas na Erro! Autoreferência de indicador não válida.. Há também as taxas críticas de
transformação de fase: VC-P e VC-B, taxas as quais delimitam a velocidade mínima de resfriamento
para formação perlita e bainita respectivamente. A Mi é a temperatura onde se inicia transformação
martensítica e em alguns casos, há a presença da Mf indicando a temperatura a qual acaba a
transformação.
29
Figura 9 é uma representação gráfica contendo os principais componentes de um digrama
TRC.
Como principais pontos do diagrama TRC, têm-se as regiões de transformação perlítica e
bainítica, delimitadas pelas curvas P e B indicadas na Erro! Autoreferência de indicador não
válida.. Há também as taxas críticas de transformação de fase: VC-P e VC-B, taxas as quais delimitam
a velocidade mínima de resfriamento para formação perlita e bainita respectivamente. A Mi é a
temperatura onde se inicia transformação martensítica e em alguns casos, há a presença da Mf
indicando a temperatura a qual acaba a transformação.
Figura 9. Esquema de determinação das taxas críticas de transformação de fase na curva TRC
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, & MATSUBARA, 2000)
A obtenção destes diagramas ocorre pelo registro dos pontos de transformação de fase (Ponto
Crítico) em várias taxas de resfriamento. Estes pontos de início de transformação são detectados por
dilatometria, permeabilidade magnética ou elétrica, e então plotados em um diagrama de temperatura
de resfriamento versus o logaritmo do tempo.
No caso da obtenção do diagrama por dilatometria, o princípio se baseia no fato de que o ferro
γ (CFC) transforma-se em ferro α (CCC), em temperatura que depende da composição química. Esta
transformação de fase origina uma dilatação que é monitorada em tempo real por meio da mudança
dimensional no comprimento de um corpo-de-prova cilíndrico de dimensões padronizadas. Este
comportamento pode ser visto na curva de dilatação em função da temperatura e do tempo (Figura
10).
101 102 103 104 105
1200
1000
800
600
400
200
Tempo [s]
Tem
pera
tura
[ C
]
P
B
Mi
VC-PVC-B
Tγ
perlita
bainita
martensita
30 Figura 10. Curvas de dilatação obtidas por dilatometria. (a) dilatação em função temperatura e (b) em função do tempo.
Fonte: (ANDES, CABALLERO, CAPDEVILA, & ALVAREZ, 2002)
Dependendo da taxa de resfriamento, a austenita pode se transformar em uma ou mais fases
diferentes além da formação de precipitados como carbonetos. Em cada ciclo térmico obtêm-se os
tempos e temperaturas de início de transformação de cada fase, as são registradas formando o
diagrama TRC e são confirmadas a partir de transformações isotérmicas e/ou ensaios metalográficos.
A obtenção da curva TRC do FFBM permite uma melhor compreensão de como a morfologia
da microestrutura da matriz varia em função das taxas de resfriamento após a austenitização.
2.3.1 Construção do diagrama TRC
Para determinar as temperaturas em que ocorrem as mudanças microestruturais, o simulador
Gleeble® é capaz de identificar as temperaturas onde ocorrem as mudanças microestruturais, com
auxílio dos dados de dilatometria obtidos durante os ensaios. Portanto, pode-se determinar o início e
fim das transformações de dois modos:
Método da derivada: O software calcula a 2ª derivada da curva de dilatação vs. temperatura e
os pontos onde ocorre inflexão na curva da derivada são os pontos onde ocorrem as mudanças
microestruturais. Uma amostra de análise pelo método da derivada é apresentada na Figura 11.
Figura 11. Método da derivada para determinação de temperaturas de transformação.
Fonte: O Autor
0 200 400 600 800 10000,02
0,04
0,06
0,08
0,10
0,12
0,14
0,16
Inicio de
Transformação
Fim de
Transformação
Método da Derivada - GG06025 - 2°C/s
Dila
tação (
mm
)
Temperatura (°C)
a) b)
31
Método da tangente: Em determinados ensaios não é possível ser realizada a análise pelo
método da derivada principalmente devido a ruídos, passa-se, então, a utilizar o método da tangente.
Para a análise neste método marca-se um ponto na curva de dilatação vs. temperatura, próximo ao
ponto onde esteja ocorrendo a transformação e cria-se uma reta tangente a este ponto, a mudança
microestrutural estará iniciando/terminando quando a reta tangente coincidir com os valores da curva
de dilatação vs. temperatura. A análise é apresentada na Figura 12.
Figura 12. Método da tangente para determinação de temperaturas de transformação
Fonte: O Autor
2.4 Estudo do diagrama TRC em FFBM
Para determinação da influência da composição química nas taxas críticas de resfriamento
para as transformações de fase, Matsubara et al. Estudaram, por meio de ensaios dilatométricos,
diversas ligas de FFBM, com composição base de 2% em massa de carbono e cobalto, 5% em massa
de cromo, molibdênio, vanádio e tungstênio, sendo que cada elemento de liga a ser analisado foi
variado em uma determinada faixa especificada. A Tabela 1Tabela 2 a seguir mostra a composição
química das amostras deste estudo e a respectiva referência na qual foi publicada.
680 720 760 800 840 880 920
0.07
0.08
0.09
0.10
0.11
Início e fim de transformação
Método da Derivada (GG03048)
Dila
tôm
etr
o (
mm
)
Temperatura (°C)
32
Tabela 2. Composição química das amostras dos estudos de Matsubara et al.
e a respectiva referência na qual foi publicada
Liga C Cr Mo W V Co Mn Ni Referência
1 1,70 5,41 5,13 5,15 5,02 1,98 - -
Continuous cooling transformation behavior of
mult-component white cast iron with different
carbon content.
2 1,95 5,33 5,09 5,16 4,89 1,97 - -
3 2,28 4,99 5,29 4,86 4,94 2,01 - -
4 2,54 5,39 5,08 5,14 4,92 1,94 - -
5 2,81 5,27 5,00 5,17 5,08 1,92 - -
6 3,34 5,2 5,05 5,16 5,18 1,93 - -
7 1,96 4,89 5,19 5,04 2,84 1,97 - -
Influence of vanadium content on continuous
cooling transformation behavior of multi-
component white cast iron.
8 2,02 5,11 5,01 5,19 3,70 2,05 - -
9 2,01 4,95 4,95 5,06 5,03 2,11 - -
10 2,06 5,36 4,82 5,16 6,78 2,20 - -
11 1,98 5,08 4,85 5,18 8,73 2,18 - -
12 1,93 1,07 5,02 4,97 5,02 1,99 - -
Relationship between continuous cooling
transformation behavior and chromium content of
multi-component white cast iron.
13 1,97 2,99 5,00 4,96 4,93 2,00 - -
14 1,95 5,33 5,09 5,16 4,89 1,97 - -
15 1,93 6,74 5,00 4,86 4,51 1,88 - -
16 2,05 9,02 5,32 4,99 5,28 2,00 - -
17 2,14 5,16 4,70 5,17 4,94 0,01 - -
Influence of Cobalt content on continuous cooling
transformation behavior of multi-component white
cast iron.
18 2,14 5,16 5,30 4,92 4,89 0,69 - -
19 2,15 5,22 5,24 4,91 4,99 0,98 - -
20 2,17 5,27 5,06 4,78 4,96 2,03 - -
21 2,11 5,15 4,73 5,12 4,86 3,04 - -
22 2,09 5,05 5,14 5,02 5,20 5,18 - -
23 2,10 5,17 4,48 4,67 4,71 9,88 - -
24 1,94 5,20 0,00 5,18 5,08 2,13 - -
Influence of molybdenum and Tungsten contents
on continuous cooling transformation behavior of
multi-component white cast iron.
25 1,98 5,09 0,97 5,17 2,11 2,1 - -
26 1,95 5,06 3,19 5,24 2,17 2,12 - -
27 2,05 5,30 5,10 0,13 4,96 2,15 - -
28 1,91 4,97 5,09 1,32 5,08 2,17 - -
29 1,98 5,06 5,22 3,22 5,22 2,17 - -
30 2,07 4,97 0,87 1,05 5,01 1,99 - -
31 2,03 4,96 1,94 2,05 4,90 1,97 - -
32 2,05 5,08 3,97 4,12 4,96 2,00 - -
33 2,01 4,95 4,95 5,06 5,03 2,11 - -
34 1,98 4,91 5,81 6,44 5,17 2,00 - -
35 2,01 4,95 4,95 5,06 5,03 2,11 0,44 0,06
Influence of manganese and nickel content on
behavior of continuous cooling transformation of
multi-component white cast iron.
36 1,99 5,04 5,06 5,15 4,96 1,99 0,87 0,03
37 1,90 5,08 5,08 5,14 4,92 2,02 2,02 0,03
38 2,00 5,02 4,98 5,07 4,90 2,03 0,55 1,00
39 1,97 5,05 5,01 5,07 4,98 2,01 0,48 1,96
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002), (YOKOMIZO, SASAGURI,
NANJO, & MATSUBARA, 2005), (YOKOMIZO, SASAGURI, & MATSUBARA, 2000), (YOKOMIZO,
SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2010) e (OKOMIZO, Y., SASAGURI, N., YAMAMOTO, K., ERA, H., &
MATSUBARA, Y., 2010)
2.4.1 Carbono
Um parâmetro muito importante a ser levado em consideração no comportamento da curva
TRC dos FFBM é o teor de carbono resultante na matriz do material (Cbal%). As curvas TRC destas
33
ligas foram obtidas por ensaio de dilatometria e a Figura 13 a seguir mostra o comportamento de
transformação de fase das ligas 1, 3, 4 e 6 respectivamente (vide Tabela 2).
Figura 13. Diagramas TRC com diferentes teores de carbono. a) Liga 1, b) Liga 3, c) Liga 4 e d) Liga 6.
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002)
Analisando-se os diagramas na Figura 13, nota-se que o cotovelo de transformação da fase
perlítica é deslocado para tempos mais curtos quando o teor de carbono aumenta. Por outro lado, o
cotovelo de transformação bainítica é deslocado para tempos mais longos quando há um acréscimo
de carbono de até 2,5% em massa, e a partir deste teor o tempo de transformação bainítica decai.
Como consequência, as taxas críticas de transformação de fase também variam conforme o teor de
carbono. Quanto à temperatura do cotovelo de início de transformação de fase, esta é invariante
quando se trata de teor de carbono. Este comportamento é melhor visualizado nas Figura 14 Figura
15.
34 Figura 14. Influência do teor de carbono e temperatura de austenitização na transformação perlítica (P) e bainítica (B).
a) Tempo do cotovelo da curva e b) Temperatura do cotovelo da curva
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002)
Figura 15. Influência do teor de carbono e temperatura de austenitização na taxa crítica de transformação
(Vc-p: transformação perlítica, Vc-b: transformação bainítica)
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002)
Os resultados do ensaio de dilatometria mostram também que o aumento da temperatura de
austenitização atrasa os tempos de ambas as transformações perlítica e bainítica. Além disso, a
temperatura Mi decai gradualmente quando se aumenta o teor de carbono para as duas temperaturas
de austenitização (1000°C e 1100°C) utilizadas no experimento. No caso de 1100°C, a Mi é de 30 a
60°C menor do que quando austenitizada a 1000ºC. Constatou-se também que a temperatura Mf
somente aparece em ligas de baixo teor de carbono. A Figura 16 ilustra este comportamento entre as
temperaturas Mi e Mf, temperatura de austenitização e teor de carbono.
35
Figura 16. Influência do teor de carbono e temperatura de austenitização nas temperaturas Mi e Mf
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002)
A Figura 17 a seguir é um método alternativo obtido por Matsubara para análise da curva TRC
em função do teor de carbono, mostrando também a microestrutura da matriz que se espera quando o
FFBM é resfriado a taxas constantes bem definidas.
Figura 17. Influência do teor de carbono e da taxa de resfriamento na microestrutura final.
a) Austenitizado a 1000 °C e b) Austenitizado a 1100 °C
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002)
A dureza da matriz também está relacionada com teor de carbono global menos o carbono na
forma combinada (Cbal%) e, portanto, infere diretamente na composição química da matriz no que
se refere a elementos de liga formadores de carboneto em solução sólida. As Figura 18 Figura 19 são
respectivamente a concentração de elementos de liga na matriz em função do teor de carbono e
máxima dureza e microestrutura de matriz em função do teor de carbono.
36
Figura 18. Relação entre a concentração de elementos de liga na matriz temperada após austenitização a 1100 °C em
função do teor de carbono da liga.
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002)
Figura 19. Influência do teor de carbono na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura da matriz de amostras
resfriadas continuamente.
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002)
2.4.2 Vanádio
Para investigar a influência do vanádio no comportamento da curva TRC do FFBM,
Matsubara realizou estudos em dilatometria com a mesma metodologia aplicada para determinação
da influência do teor de carbono. Entretanto o material utilizado contém 5% em massa de cromo,
molibdênio e tungstênio, 2% em massa de carbono e cobalto e de 3 a 9% em massa de vanádio em 5
ligas diferentes.
Os resultados dos ensaios dilatométricos das ligas contendo até 7% em massa de vanádio há
a presença de ambas as curvas de transformação de fase bainítica e perlítica no diagrama TRC. Já em
uma liga contendo 9% pode ser vista somente a transformação da precipitação da ferrita. A Figura 20
37
a seguir mostra o comportamento de transformação de fase em resfriamento contínuo das ligas 7, 8,
10 e 11 respectivamente (vide Tabela 2).
Figura 20. Diagramas TRC com diferentes teores de vanádio. a) Liga 7, b) Liga 8, c) Liga 10 e d) Liga 11.
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2005)
A taxa crítica de transformação da microestrutura perlítica (Vc-p) diminui significativamente
para ligas contendo até 7% de vanádio, para ambas as temperaturas de austenitização. Já a taxa crítica
para a formação da bainita diminui para ligas contendo até 4% de vanádio apenas, ou seja, teores
acima de 4% requerem taxas maiores de resfriamento para formar a bainita, como mostra a Figura
21.
38
Figura 21. Influência do teor de vanádio e temperatura de austenitização na taxa crítica de transformação
(Vc-p: transformação perlítica, Vc-b: transformação bainítica)
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2005)
A temperatura Mi não varia significativamente quando o teor de vanádio passa de 3 para 4%
em massa, mas acima deste valor a Mi aumenta gradativamente. A curva Mf aparece somente quando
a liga contém 5% de vanádio quando austenitizado a 1000°C e quando contém 7% quando
austenitizado a 1100°C respectivamente e aumentam conforme o teor de vanádio aumenta. Este
comportamento pode ser visto na Figura 22 a seguir:
Figura 22. Influência do teor de vanádio e temperatura de austenitização nas temperaturas Mi e Mf
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2005)
A Figura 23, a seguir, apresenta um modo alternativo de se analisar a curva TRC em função
do teor de vanádio, bem como a microestrutura da matriz que se espera quando o FFBM é resfriado
a taxas constantes definidas.
39
Figura 23. Influência do teor de vanádio e da taxa de resfriamento na microestrutura final.
a) Austenitizado a 1000 °C e b) Austenitizado a 1100 °C
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2005)
A dureza máxima da liga utilizada é obtida com teores de vanádio por volta de 5% em massa
em ambas as temperaturas de austenitização, teores maiores ou menores resultam na queda da dureza
máxima obtida. Este comportamento é melhor observado na Figura 24.
Figura 24. Influência do teor de vanádio na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura da matriz de amostras
resfriadas continuamente.
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2005)
2.4.3 Cromo
Outro parâmetro a ser analisado é o teor de cromo nos FFBM. Para isto, Matsubara elaborou
amostras cuja composição química é de 5% em massa de Mo, W e V, 2% em massa de C e Co e Cr
variando de 1 a 9% em massa. As temperaturas de austenitização são novamente 1000°C e 1100°C,
e os resultados obtidos pelo ensaio de dilatometria das ligas 12, 13, 15 e 16 respectivamente são
apresentados na Figura 25.
40
Figura 25. Diagramas TRC do FFBM com diferentes teores de cromo.
a) Liga 12, b) Liga 13, c) Liga 15 e d) Liga 16.
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002)
Para ligas contendo até 5% de cromo, a taxa crítica de resfriamento para formação da perlita
(Vc-p) pouco varia. Quando o teor é maior que 5%, Vc-p passa a decair gradualmente. Já a taxa de
resfriamento para formação da bainita (Vc-b) diminui conforme o teor de cromo aumenta. Este
comportamento de Vc-p e Vc-b são representados pela Figura 26.
41
Figura 26. Influência do teor de cromo e temperatura de austenitização na taxa crítica de transformação
(Vc-p: transformação perlítica, Vc-b: transformação bainítica)
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002)
Já a temperatura Mi decai conforme aumenta-se o teor de cromo até 5% e a partir deste ponto,
a Mi torna a aumentar de valor. A temperatura Mf somente aparece em ligas contendo mais de 5% em
massa de cromo e quando austenitizada a 1100°C (Figura 27).
Figura 27. Influência do teor de cromo e temperatura de austenitização nas temperaturas Mi e Mf
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002)
A Figura 28 é um modo alternativo de se analisar a curva TRC em função do teor de cromo,
mostrando a microestrutura da matriz resultante resfriamento a taxas constantes definidas.
42
Figura 28. Influência do teor de cromo e da taxa de resfriamento na microestrutura final.
a) Austenitizado a 1000 °C e b) Austenitizado a 1100 °C
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002)
Quanto à dureza máxima obtida por Matsubara, tem-se que esta decai gradualmente conforme
maior é o teor de cromo (Figura 29).
Figura 29. Influência do teor de cromo na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura da matriz de amostras
resfriadas continuamente.
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002)
2.4.4 Cobalto
Matsubara também investigou o comportamento da TRC em FFBM variando-se o teor de
cobalto de 0 a 10%, em uma liga contendo 2,1% de carbono em massa e 5% de cromo, molibdênio,
tungstênio e vanádio cada, além da austenitização a 1000 e 1100°C. As curvas TRC das ligas 17, 20,
22 e 23 (vide Tabela 2) são exibidas na Figura 30 a seguir:
43
Figura 30. Diagramas TRC do FFBM com diferentes teores de cobalto.
a) Liga 17, b) Liga 20, c) Liga 22 e d) Liga 23.
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, & MATSUBARA, 2000)
A curva de transformação da bainita desloca-se para tempos menores conforme se adiciona
cobalto e, no caso da perlita, a curva sofre uma inflexão quando o teor é de 3%, retardando a
transformação perlítica nesta faixa. Independentemente do teor de cobalto, a temperatura de
austenitização pouco influencia na transformação perlítica, porém influencia fortemente na formação
da microestrutura bainita no sentido de, quanto maior a temperatura, mais tardia é a transformação
bainítica. Esta análise pode ser feita relacionando-se a taxa crítica de transformação de fase em função
do teor de cobalto, como mostra a Figura 31.
44
Figura 31. Influência do teor de cobalto e temperatura de austenitização na taxa crítica de transformação
(Vc-p: transformação perlítica, Vc-b: transformação bainítica)
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, & MATSUBARA, 2000)
Tem-se também que a curva de formação da martensita segue a mesma lógica que a formação
da perlita como mostra a Figura 32. A austenitização a 1100°C induz a uma formação da martensita
a temperaturas menores em comparação austenitização a 1000°C.
Figura 32. Influência do teor de cobalto e temperatura de austenitização nas temperaturas Ms e Mf
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, & MATSUBARA, 2000)
A Figura 33 a seguir é um modo alternativo de se analisar a curva TRC em função do teor de
cobalto, mostrando também a microestrutura da matriz que se espera quando o FFBM é resfriado a
taxas constantes.
45
Figura 33. Influência do teor de cobalto e da taxa de resfriamento na microestrutura final.
a) Austenitizado a 1000 °C e b) Austenitizado a 1100 °C
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, & MATSUBARA, 2000)
2.4.5 Molibdênio e Tungstênio
Sob mesma metodologia, Matsubara determinou a influência do molibdênio e do tungstênio
no comportamento da curva TRC. Sumariamente, o teor de molibdênio e de tungstênio varia de zero
a 6% em massa. A Figura 34 apresenta o diagrama TRC das ligas contendo 0%Mo-5%W, 5%Mo-
0%W e 5%Mo-5%W, respectivamente.
Nos diagramas do FFBM, as curvas de transformação da bainita e da perlita são bem
separadas, independentemente da temperatura de austenitização ou do teor de Mo e W. Um parâmetro
muito utilizado para análise da influência do molibdênio e do tungstênio é o Weq.
Pela Figura 35, temos que a temperatura do cotovelo da curva de transformação de fase
praticamente não se altera mesmo quando o valor de Weq varia de 2,8 à 18,1%. Já o tempo do cotovelo
da curva de transformação da perlita é deslocado para maiores valores conforme aumenta a
temperatura de austenitização e o teor de Weq. Quando se trata da transformação bainítica, o tempo
de transformação pouco se altera mesmo com grandes variações de Weq (Figura 35).
A temperatura Mi é 50 a 60°C menor quando a temperatura de austenitização aumenta de 1000
para 1100°C e é diretamente proporcional ao teor de tungstênio e molibdênio, ou Weq. Quanto à Mf,
esta só aparece quando o Weq é superior a 15% e austenitizado à 1100°C, como mostra a Figura 36.
46
Figura 34. Diagramas TRC do FFBM com diferentes teores de Molibdênio e Tungstênio.
a) Liga 24, b) Liga 27 e c) Liga 33.
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2010)
Figura 35. Influência do teor de Molibdênio, Tungstênio e temperatura de austenitização na transformação perlítica (P)
e bainítica (B). a) Tempo do cotovelo da curva e b) Temperatura do cotovelo da curva
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2010)
47
Figura 36. Influência do teor de Molibdênio, Tungstênio e temperatura de austenitização
nas temperaturas Mi e Mf
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2010)
A Figura 37 mostra a microestrutura da matriz resultante de taxas de resfriamento contínuo
bem definido em função do parâmetro Weq.
Figura 37. Influência do teor de Weq e da taxa de resfriamento na microestrutura final.
a) Austenitizado a 1000 °C e b) Austenitizado a 1100 °C
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2010)
A dureza obtida da transformação de fase no FFBM depende da microestrutura final. A dureza
máxima das amostras foi obtida com um resfriamento para a formação de uma matriz martensítica.
Pela Figura 38, vemos também que em uma austenitização de 1000°C, o aumento do Weq não altera
a dureza máxima obtida. Já quando a austenitização é de 1100°C, há maior solubilização dos
carbonetos e consequentemente os teores de W e Mo passam a inferir na dureza.
48 Figura 38. Influência do teor de Molibdênio e Tungstênio na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura da matriz
de amostras resfriadas continuamente.
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2010)
2.4.6 Manganês e Níquel
Para investigar a influência dos elementos de liga manganês e níquel para faixas de
composição de até 2% em massa de cada elemento no comportamento da curva TRC do FFBM,
Matsubara e sua equipe realizaram estudos em dilatometria a uma temperatura de 1000°C e 1100ºC
de austenitização no material contendo valores fixos de 5% em massa de cromo, molibdênio, vanádio
e tungstênio, 2% em massa de carbono e cobalto em 5 ligas diferentes, conforme a Tabela 2.
Os resultados mostraram que, para ambos os elementos em análise, níquel e manganês, atuam
de forma deslocar os cotovelos da curva de transformação da perlita e bainita para tempos maiores,
independentemente da temperatura de austenitização. No caso da perlita, a transformação é tão tardia
que não é possível observar a sua formação a tempos usuais quando se adiciona teores de manganês
superior a 2% em massa ou quando o teor de níquel é maior do que 1% em massa. Este
comportamento pode ser visto pela Figura 39 onde é apresentado as curvas TRC das ligas de 35 a 38.
49
Figura 39. Diagramas TRC do FFBM com diferentes teores de Molibdênio e Tungstênio.
a) Liga 35, b) Liga 36, c) Liga 37 e d) Liga 38.
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, YAMAMOTO, & MATSUBARA, 2010)
A influência tanto do elemento manganês quanto do elemento níquel nas temperaturas e
tempos do cotovelo da curva de transformação de fase bainitica e perlitica é representada pela Figura
40.
50
Figura 40. Influência do teor de Manganês, Níquel e temperatura de austenitização na transformação perlítica (P) e
bainítica (B). a) Tempo do cotovelo da curva em função do teor de Manganês e b) de Níquel. c) Temperatura do
cotovelo da curva em função do teor de Manganês e d) de Níquel
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, YAMAMOTO, & MATSUBARA, 2010)
A curva de início de transformação martensítica Mi decai conforme o teor de manganês e
níquel aumenta, ou seja, a temperatura de início de transformação da martensita é menor com o
aumento do teor destes elementos, como pode-se constatar na Figura 41.
Figura 41. Influência do teor de Manganês, Níquel e temperatura de austenitização na temperatura Mi
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, YAMAMOTO, & MATSUBARA, 2010)
51
Durezas da ordem de 660HV20 são fáceis de serem obtidas no FFBM contendo 2% ou mais
de manganês ou níquel, mesmo em taxas de resfriamento relativamente lentas. Isto porque as curvas
de transformação de fase da perlita e da bainita são deslocadas para maiores tempos quando o material
contém estes elementos de liga. A máxima dureza pode ser obtida com taxas de resfriamento
próximas à taxa crítica de formação da bainita e é inversamente proporcional aos teores de manganês
e níquel como mostra a Figura 42.
Figura 42. Influência do teor de Manganês e Níquel na máxima macrodureza (Hmáx) e microestrutura da matriz de
amostras resfriadas continuamente.
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, YAMAMOTO, & MATSUBARA, 2010)
A transformação microestrutural do FFBM em função da taxa de resfriamento, temperatura
de austenitização e do teor de cada elemento pode ser vista na Figura 43 a seguir:
52
Figura 43. Influência do teor de Manganês, Níquel e da taxa de resfriamento na microestrutura final.
a) Em função do teor de Manganês e austenitizado a 1000 °C e b) austenitizado a 1100 °C.
c) Em função do teor de Níquel e austenitizado a 1000 °C e d) austenitizado a 1100 °C
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, YAMAMOTO, & MATSUBARA, 2010)
3 MATERIAIS E MÉTODOS
3.1 Material Utilizado e Amostragem
O material de estudo é o Ferro Fundido Branco Multicomponente (FFBM), adquirido da casca
de cilindros de trabalho destinados às primeiras cadeiras do trem acabador de um Laminador de Tiras
a Quente (LTQ). Na Tabela 3 é apresentada a faixa da composição química da corrida do material de
casca:
Tabela 3. Faixa de composição química da corrida do material FFBM e o valor real obtido.
Fonte: O Autor
Elementos C Cr Mo V W Co
%massa 2,0 6,0 2,0 4,0 2,0 0,0
53
As amostras utilizadas nos ensaios foram retiradas diretamente de um cilindro de laminação
a fim obter condição mais real do material em aplicação. Portanto, o primeiro ponto a ser destacado
na amostragem é que a retirada de amostras da casca do cilindro não deve comprometer o produto
final. Para isso o projeto inicial de fundição foi alterado e as amostras foram retiradas da borda da
mesa via usinagem, resultando em seguimentos de longitudinais de casca na forma de anéis conforme
mostra esquematicamente a Figura 44.
Figura 44. Posição de retirada de anéis de casca do cilindro de laminação para amostragem do FFBM
Fonte: O Autor
Para evitar a variação microestrutural resultante do gradiente de extração de calor pelo molde,
os tarugos foram retirados no sentido circunferencial, como mostra o croqui do anel seguimentado
para usinagem dos corpos-de-prova na Figura 45.
Figura 45. Seguimento de anel para usinagem de corpos-de-prova. a) Vista isométrica e b) Croqui de retirada dos
corpos de prova.
Fonte: O Autor
A Figura 46 é o desenho técnico do corpo-de-prova utilizado para ensaio dilatométrico
seguindo orientações pelo fornecedor do equipamento Glebble(R) 3500.
54
Figura 46. Desenho técnico do corpo-de-prova utilizado para ensaio dilatométrico
Fonte: O Autor
3.2 Metodologia
Antes da execução do ensaio de dilatometria para a construção do diagrama TRC do FFBM,
realizou-se um estudo sobre os resultados obtidos por Matsubara et al. seguido de uma análise
estatística para previsão das taxas críticas de formação das fases perlítica e bainítica. Esta informação
foi útil para orientar a execução do ensaio e será detalhada nos próximos tópicos.
As amostras foram retiradas da casca de um cilindro de laminação e em seguida foram
usinadas em corpos-de-prova para execução do ensaio seguindo orientação dimensional fornecida
pelo fornecedor do equipamento.
A etapa seguinte é a realização do ensaio de dilatometria, fornecendo as curvas dilatométricas
e os corpos-de-prova de FFBM, cuja microestrutura é referente à taxa de resfriamento empregada.
Após a análise das curvas dilatométricas e a caracterização dos corpos-de-prova, realizou-se
o tratamento dos dados e a construção do TRC.
A Figura 47 a seguir mostra o fluxograma da metodologia proposta neste trabalho.
Figura 47. Fluxograma da metodologia do trabalho
Fonte: O Autor
Retirada de amostra
de FFBM
Usinagem dos
Corpos-de-Prova
Ensaio de
Dilatometria
Caracterização dos Corpos-de-Prova e Análise das Curvas Dilatométricas
Estudo do TRC do
FFBM
Tratamento de Dados e Construção do Diagrama TRC
Modelamento
Elaboração do relatório de Trabalho de Conclusão de Curso
55
3.3 Previsão das taxas críticas VC-P e VC-B
Foi realizado também uma previsão das taxas críticas de formação da perlita e bainita, VC-P e
VC-B respectivamente, para o material de estudo. Esta informação foi importante para nortear os
limites de taxas de resfriamento empregados nos ensaios de dilatometria. Para tal, utilizou-se dos
resultados obtidos pelos estudos de Matsubara e sua equipe para realizar uma regressão da
composição química, como variável de entrada, para obter a taxa crítica como variável de saída
(Tabela 4), utilizando-se o software de análises estatísticas Minitab® 17.
Para incluir os elementos Mn e Ni na análise, considerou-se que os teores destes elementos
são residuais (0,044% e 0,06% respectivamente), exceto para os casos onde foram variados dentro de
uma determinada faixa de composição propositalmente.
56
Tabela 4. Composição química (variável de entrada) e taxa crítica de formação da perlita e bainita
(variáveis de saída) obtida pelos estudos de Matsubara et al.
C
[m%]
Cr
[m%]
Mo
[m%]
W
[m%]
V
[m%]
Co
[m%]
Mn
[m%]
Ni
[m%]
VC-P
[ºC/s]
VC-B
[ºC/s]
1,70 5,41 5,13 5,15 5,02 1,98 - - 0,09 1,02
1,95 5,33 5,09 5,16 4,89 1,97 - - 0,11 0,80
2,28 4,99 5,29 4,86 4,94 2,01 - - 0,17 0,43
2,54 5,39 5,08 5,14 4,92 1,94 - - 0,22 0,50
2,81 5,27 5,00 5,17 5,08 1,92 - - 0,40 0,78
3,34 5,20 5,05 5,16 5,18 1,93 - - 0,51 1,03
1,96 4,89 5,19 5,04 2,84 1,97 - - 0,62 0,62
2,02 5,11 5,01 5,19 3,70 2,05 - - 0,31 0,36
2,01 4,95 4,95 5,06 5,03 2,11 - - 0,13 0,70
2,06 5,36 4,82 5,16 6,78 2,20 - - 0,10 1,00
1,93 1,07 5,02 4,97 5,02 1,99 - - 0,19 3,20
1,97 2,99 5,00 4,96 4,93 2,00 - - 0,13 1,20
1,95 5,33 5,09 5,16 4,89 1,97 - - 0,12 0,80
1,93 6,74 5,00 4,86 4,51 1,88 - - 0,08 0,28
2,05 9,02 5,32 4,99 5,28 2,00 - - 0,05 0,12
2,14 5,16 4,70 5,17 4,94 0,01 - - 0,04 0,35
2,14 5,16 5,30 4,92 4,89 0,69 - - 0,12 0,52
2,15 5,22 5,24 4,91 4,99 0,98 - - 0,15 0,52
2,17 5,27 5,06 4,78 4,96 2,03 - - 0,15 0,60
2,11 5,15 4,73 5,12 4,86 3,04 - - 0,11 0,90
2,09 5,05 5,14 5,02 5,20 5,18 - - 0,33 1,70
2,10 5,17 4,48 4,67 4,71 9,88 - - 0,86 6,30
1,94 5,20 0,00 5,18 5,08 2,13 - - 0,31 0,40
1,98 5,09 0,97 5,17 2,11 2,10 - - 0,20 0,41
1,95 5,06 3,19 5,24 2,17 2,12 - - 0,14 0,39
2,05 5,30 5,10 0,13 4,96 2,15 - - 0,18 0,45
1,91 4,97 5,09 1,32 5,08 2,17 - - 0,14 0,43
1,98 5,06 5,22 3,22 5,22 2,17 - - 0,07 0,44
2,07 4,97 0,87 1,05 5,01 1,99 - - 0,71 0,69
2,03 4,96 1,94 2,05 4,90 1,97 - - 0,24 0,65
2,05 5,08 3,97 4,12 4,96 2,00 - - 0,12 0,63
2,01 4,95 4,95 5,06 5,03 2,11 - - 0,09 0,74
1,98 4,91 5,81 6,44 5,17 2,00 - - 0,07 0,69
2,01 4,95 4,95 5,06 5,03 2,11 0,44 0,06 0,16 0,74
1,99 5,04 5,06 5,15 4,96 1,99 0,87 0,03 0,03 0,28
1,90 5,08 5,08 5,14 4,92 2,02 2,02 0,03 - 0,06
2,00 5,02 4,98 5,07 4,90 2,03 0,55 1,00 - 0,17
1,97 5,05 5,01 5,07 4,98 2,01 0,48 1,96 - 0,06
Fonte: Adaptado de (YOKOMIZO, SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2002), (YOKOMIZO, SASAGURI,
NANJO, & MATSUBARA, 2005), (YOKOMIZO, SASAGURI, & MATSUBARA, 2000), (YOKOMIZO,
SASAGURI, NANJO, & MATSUBARA, 2010) e (OKOMIZO, Y., SASAGURI, N., YAMAMOTO, K., ERA, H., &
MATSUBARA, Y., 2010)
3.4 Ensaio de Dilatometria
Para a execução deste trabalho, utilizou-se o módulo de tração do simulador termomecânico
Gleeble® 3500 (Figura 48 Figura 49) da Usina Gerdau Aços Especiais, unidade Charqueadas. O
equipamento possui dois módulos:
57
• Módulo fixo – módulo base o qual acopla-se um dos outros módulos, de acordo com
o ensaio a ser realizado. Abriga os atuadores hidráulicos, pneumáticos e elétricos, e é controlado a
partir do painel de controle digital;
• Módulo de tração – módulo capaz de abrigar montagens e ferramentas voltadas para
testes que envolvem esforço de tração ou tratamentos térmicos;
Quanto ao sistema de aquecimento das amostras, o simulador Gleeble® trabalha com a
passagem de corrente elétrica no corpo-de-prova montado em garras de cobre, refrigeradas a água e
ligadas a uma fonte de alta potência, ou seja, o aquece por efeito Joule. O controle de temperatura
durante o ensaio é feito por computador, em malha fechada, por meio de um termopar soldado por
percussão na superfície do corpo-de-prova, no meio do seu comprimento. Qualquer variação de
volume da amostra durante o aquecimento e resfriamento é detectada pelo dilatômetro, que é um
extensômetro usado para medir pequenas variações no diâmetro do corpo-de-prova.
Figura 48. Simulador Termomecânico Gleeble® 3500
Fonte: O Autor
Figura 49. Montagem do corpo de prova no dilatômetro
Fonte: O Autor
58
Antes de cada ensaio, a câmara da máquina foi evacuada por uma bomba rotativa, até uma
pressão de cerca de 2 Torr, sendo depois preenchida por argônio para proteção do corpo-de-prova
contra oxidação e descarbonetação.
Para o levantamento da curva TRC, os corpos-de-prova foram aquecidos até 1060°C, a uma
taxa de 20°C/s, permanecendo nesta temperatura por 30 minutos, em seguida resfriou-se com uma
taxa de resfriamento constante até a temperatura ambiente, sendo cada ensaio a uma taxa de
resfriamento diferente. A Figura 50 a seguir é uma representação esquemática do ciclo de tratamento
térmico realizado no ensaio de dilatometria.
Figura 50. Representação do ciclo realizado no ensaio dilatométrico
Fonte: O Autor
Foram realizadas 9 taxas de resfriamento compreendidas entre 0,03ºC/s e 10,00ºC/s e para
cada ciclo realizou-se a análise de microestrutura e microdureza Vickers.
Para a análise da microestrutura, as amostras do ensaio foram cortadas e embutidas em
baquelite, e então submetidas a preparo mecânico convencional por lixamento nas granas #120, #220,
#320, #400 e #600. O polimento final foi obtido sequencialmente com suspensões abrasivas de
diamante de granulometrias médias de 6µm e 1µm. Em seguida as amostras passaram por ataques
metalográficos por imersão em Nital (5%), Vilella e Lepera a fim de investigar o melhor ataque para
revelar as diferentes fases.
O registro das características e dos constituintes microestruturais existentes foi realizado em
microscópio óptico [MO], modelo DMLM®, dotado de análise e aquisição de imagens automáticas,
1200
1000
800
600
400
200
Tem
per
atu
ra [ C
]
0
1060 C
30min
Tempo [h]
1010 2 3 4 5 6 7 8 9
59
ambos de fabricação LEICA®, e em microscópio eletrônico de varredura JEOL® JSM-6490LV
ambos instalados na Usina Gerdau Aços Especiais, unidade Pindamonhangaba.
A microdureza da matriz das amostras obtidas em diferentes taxas de resfriamento foi medida
pelo equipamento Microhardness Tester FM-700 da Future-Tech Corp.® com carga 100gf e tempo
de impressão de 10 segundos.
4 RESULTADOS E DISCUSSÃO
4.1 Previsão da taxa crítica de transformação perlítica
A partir da análise de regressão utilizando-se o aplicativo Minitab®17, obtêm-se as equações
5 e 6 de Taxa Crítica de Formação da Perlita e da Bainita respectivamente:
Ln VC-P (1000 °C x 1,8ks) = 1,51 + 1,31*C - 0,155*Cr - 0,207*Mo - 0,0823*W (5)
- 0,552*V + 0,229*Co - 3,65*Mn - 2,44*Ni
Ln VC-B (1000 °C x 1,8ks) = 0,660 + 0,466*C - 0,408*Cr + 0,297*Co (6)
- 1,41*Mn - 1,12*Ni
As Figura 51Figura 52, a seguir, mostram o gráfico de ajuste visual do modelo criado para
previsão das Taxas críticas de formação das fases.
Figura 51. Ajuste visual do modelo VC-P (1000 °C x 1,8ks).
6543210
7
6
5
4
3
2
1
0
V(C-P)(1273K x 1,8ks) Ajustado
V(C
-P)(
12
73
K x
1,8
ks)
Ajuste visual do modelo V(C-P)(1273K x 1,8ks)
60
Figura 52. Ajuste visual do modelo VC-B (1000 °C x 1,8ks).
Após o modelamento matemático das taxas críticas de formação da perlita e bainita do FFBM
em função da composição química e aplicando ao material de estudo, tem-se que: para a formação da
perlita é necessário taxas de resfriamento menores que 0,02°C/s e, para a formação da bainita, de
taxas inferiores a 0,1°C/s. Evidentemente que os resultados obtidos no ensaio de dilatometria neste
trabalho diferem das taxas previstas aqui, isto porque as condições de ensaio e as condições de
fundição da liga no trabalho realizado por Matsubara e sua equipe são diferentes. Entretanto, como
já foi elucidado anteriormente, este estudo teve como objetivo único de orientar as taxas aplicadas no
ensaio.
4.2 Ensaio dilatométrico
A metalografia convencional dos aços é realizada com reagentes de ataque comuns, tais como,
Nital, Picral e Vilella. Estes ataques geralmente revelam a microestrutura com um contraste em
branco e preto, onde a distinção entre alguns microconstituintes pode-se tornar difícil e confusa, ainda
mais quando se trata de FFBM que possui microestrutura complexa (Figura 53Figura 54).
A fim de melhor revelar as fases para identificá-las, utilizou-se o reagente Lepera* para obter
metalografias coloridas, que proporcionam a retirada de maiores informações sobre a microestrutura
das amostras em comparação a ataques tradicionais, como mostra a Figura 55
Podemos afirmar que as regiões com tonalidade marrom possuem estrutura do tipo martensita
e que as regiões azuis são estruturas do tipo bainita, já que o reagente Lepera deposita uma camada
anódica de coloração azulada sobre a ferrita, ou no caso, ferrita bainítica. Regiões formadas por perlita
sofrem ataque profundo e, portanto, resultam em microestruturas escuras, como indica a Figura 55.
* Composto por Metabissulfito de Sódio (Na2S2O5) e Ácido Pícrico (C6H3N3O7) 4% em etanol na proporção 1:1
43210
4
3
2
1
0
V(C-B) (1273K x 1,8ks) Ajustado
V(C
-B)
(12
73
K x
1,8
ks)
Ajuste visual do modelo V(C-B) (1273K x 1,8ks)
61
Definidas as fases da microestrutura, nota-se que após o processo de austenitização há uma
tendência de que haja partição de parte dos elementos de liga entre os carbonetos e a matriz e, portanto,
altera-se TRC e consequentemente a microestrutura final da matriz. Em relação aos carbonetos eutéticos,
estes não sofreram alteração significativa, devido ao fato de que são dificilmente eliminados na
austenitização.
Pelas micrografias, nota-se também a precipitação de carbonetos alinhados na matriz (Figura 53),
além da presença de carbonetos secundários de cromo não dissolvidos na austenitização.
Figura 53. Micrografia de amostra de ensaio dilatométrico resfriado a 0,03°C/s via Microscopia Óptica.
1000x. Ataque Nital
Figura 54. Micrografia de amostra de ensaio dilatométrico resfriado a 0,03°C/s via Microscopia Óptica.
1000x. Ataque Vilella
62
Figura 55. Micrografia de amostra de ensaio dilatométrico resfriado a 0,03°C/s via Microscopia Óptica.
1000x. Ataque Lepera
Após exame microscópico via MO, as amostras foram em seguida analisadas por Elétrons
Retroespalhados via Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV). O resultado é apresentado na
Figura 56 a seguir e as setas indicam os campos analisados com maior resolução apresentados nas
Figura 57.
Figura 56. Micrografia de amostra de ensaio dilatométrico resfriado a 0,03°C/s via MEV. 1000x
Bainita (Azul)
Carbonetos (Branco)
Figura 57.b Figura 57.a
Perlita (Preta)
Martensita (Marrom)
63
Figura 57. Micrografia de amostra de ensaio dilatométrico resfriado a 0,03°C/s via MEV. 6000x
A Figura 58 a seguir é o resultado da construção do diagrama TRC do FFBM a partir dos
ensaios dilatométricos das amostras austenitizadas a 1060ºC e resfriadas a diferentes taxas cada uma;
a microdureza Vickers a 100 gf em função da taxa de resfriamento e duas micrografias típicas do
material: uma resfriada a alta taxa e outra resfriada a baixa taxa.
64
Figura 58. Diagrama TRC do Ferro Fundido Branco Multicomponente
Mic
rod
ure
za (
HV
0,1
kgf)
Tem
per
atu
ra ( C
)
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
1100
1200
1 10 100 1000 10000 100000
0,0
5 C
/s
1 10 100 1000
1 10
Tempo (s)
Tempo (min)
Tempo (h)
1 10 100 1000
1 10
Tempo (s)
Tempo (min)
Tempo (h)
1060 ºC
Austenita Bainita
Início da Perlita
0,0
3 C
/s
0,0
8 C
/s
0,2
0 C
/s
0,5
0ºC
/s
1,0
0ºC
/s
3,0
0ºC
/s
10
,0ºC
/s
5,0
0ºC
/s
Martensita
400,0
500,0
600,0
700,0
800,0
900,0
1000,0
1 10 100 1000 10000 100000
1 10 100 1000
1 10
Tempo (s)
Tempo (min)
Tempo (h)
Mic
rog
rafi
aÓ
pti
ca
Au
men
to 1
000
xA
taq
ue L
ep
era
10,0 °C/s 0,03 °C/s
65
Há dois pontos importantes a levar em consideração para a construção do diagrama TRC:
i. A metalografia óptica revelou microconstituintes imperceptíveis no ensaio
dilatométrico, como por exemplo, a amostra resfriada a uma taxa 0,20°C/s que apresentou tanto a
fase martensítica quanto a bainítica e, quando se analisa o diagrama TRC, esta taxa em específico não
passa pelo campo de transformação da bainita, o que sugere que a curva deva ser deslocada um pouco
para a esquerda, como propõe a linha tracejada no diagrama.
ii. Taxas menores que 0,03°C/s não puderam ser empregadas devido ao limite
operacional. Logo, pode-se apenas inferir a posição da curva de transformação da perlita como mostra
a Figura 58.
Analisando-se o TRC da Figura 58, temos que:
i. As temperaturas dos cotovelos das transformações das fases perlíticas e bainíticas são
aproximadamente 950°C e 500°C respectivamente, temperaturas as quais são próximas às
encontradas em estudos realizador por Matsubara et al.
ii. O início de formação da perlita ocorreu após 35 minutos de resfriamento a uma taxa de
0,03°C/s a partir de 1060°C de austenitização. No caso da bainita, tem-se a formação após 50 minutos
de resfriamento a uma taxa de 0,2°C/s.
iii. Em qualquer taxa de resfriamento contínuo analisada neste trabalho, nota-se uma fração
considerável de martensita, indicando a alta temperabilidade do material, como se esperava.
iv. Ainda devido à alta temperabilidade, somente a uma taxa de 0,03°C/s foi possível verificar a
formação da fase perlita, ainda que degenerada devido à proximidade da transformação bainítica.
v. Quando o material adentra o campo de transformação de fase bainítica, nota-se uma queda
abrupta da dureza do material, pelo fato de estar formando cada vez mais fases de menor dureza em
fração volumétrica.
vi. Nota-se que a Ms aumenta conforme diminui-se a taxa de resfriamento. Para explicar este
efeito, é preciso tecer alguns comentários descritos a seguir:
O mecanismo de transformação martensítica mais aceito é o de Wechsler, Lieberman e Read,
isto é: Zenner ordering para a formação da célula tetragonal de corpo centrada, deformação de Bain,
cisalhamento ou maclação e rotação da rede para a formação do plano de hábito.
Devido às deformações no mecanismo supracitado, infere-se que a interface
austenita/martensita apresenta grande densidade de linhas de discordância.
A adição de elementos de liga ou o aumento do teor de carbono favorece ao efeito de arraste
(bloqueio do movimento) das linhas de discordância. Em consequência disso, têm-se dois efeitos
relevantes:
66
i. As discordâncias travadas pelo efeito de arraste fazem com que as temperaturas de
início e fim de transformação martensítica sejam mais baixas, pois exige uma maior força motriz para
ocorrer.
ii. Este efeito é capaz também de impedir o cisalhamento durante a transformação
martensítica resultando em micromaclas (estruturas aciculares do tipo Midribs). Neste caso, há a
formação da martensita do tipo lenticular (maclada) e pode ser visualizada na Figura 55.
Para o caso estudado do FFBM, onde se observa um aumento na temperatura de início de
transformação martensítica com a redução da taxa de resfriamento (Figura 58), este efeito ocorre
devido à precipitação de carbonetos secundários, que acarretam no empobrecimento da matriz de
carbono e de elementos de liga em solução sólida, que por sua vez diminui o efeito de arraste. Por
haver menor efeito de arraste, espera-se também que haja menor ocorrência de maclas, ou seja, em
uma análise microestrutural haverá menor quantidade de estruturas do tipo Midribs.
5 CONCLUSÃO
Como principais conclusões deste trabalho podem-se citar:
A análise de regressão para previsão das taxas críticas de formação das microestruturas perlita
e bainita, resultando nas equações 5 e 6 respectivamente, alcançou o objetivo com boa eficácia.
Entretanto, vale ressaltar que estas equações devem ser usadas com cautela devido às condições
únicas de ensaio e do material em um dado estudo.
O uso do reagente Lepera, para revelação microestrutural e posterior análise via MO,
apresentou grande contraste entre os microconstituintes do FFBM quando comparado a ataques
tradicionais com Nital 3% e Vilella.
Analisando o diagrama TRC do FFBM tem-se que, com a diminuição da taxa de resfriamento
tem-se a formação das fases martensita, bainita e perlita respectivamente. Nota-se também que o
material possui alta temperabilidade devido à grande fração de martensita presente mesmo em taxas
muito lentas de resfriamento.
A evolução do produto de transformação de fase por curva dilatométrica pôde, em parte, ser
confirmado por metalografia óptica. Isto porque frações mínimas de microconstituintes como bainita
e perlita presentes na micrografia não foram perceptíveis no ensaio dilatométrico e microdureza
Vickers. Como exemplo deste caso, temos que a amostra resfriada a uma taxa 0,20°C/s apresenta
tanto a fase martensítica (em maior quantidade) quanto a bainítica (em menor quantidade) e, quando
67
analisamos o diagrama TRC, esta taxa em específico não passa pelo campo de transformação da
bainita.
Outra conclusão adquirida com a aquisição da TRC, é que a Mi aumenta conforme se diminui
a taxa de resfriamento. Conforme foi discutido nos resultados, uma explicação para este fato devido
ao tempo suficiente para a precipitação de carbonetos secundários em taxas lentas, diminuindo o
efeito de arraste das linhas de discordância na interface austenita/martensita, aumentando a Mi.
6 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
i. Verificar a influência das taxas de resfriamento sobre as propriedades mecânicas do
FFBM além da microdureza, como resistência ao desgaste, resistência à fadiga, dureza a quente, entre
outros.
ii. Verificar a influência de outros elementos da composição química sobre as
transformações de fase no FFBM, como por exemplo, o silício. O silício tem baixa solubilidade na
cementita (Fe3C), formando o carboneto de transição ε (Fe2,4C) e carbonetos de liga, sendo este
conceito utilizado para formação da Hardbainite.
iii. Verificar a possibilidade de formação de FFBM bainítico aplicável na laminação de
tiras a quente, tendo em vista que esta transformação resulta em menor tensão residual no cilindro e
dispensa tratamentos térmicos para alívio.
iv. Verificar a possibilidade de obter o FFBM martensítico a partir de um tratamento
isotérmico, já que esta transformação tende a gerar uma estrutura martensítica com menor tensão
residual.
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