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Aços Microligados - ARBL - de Alta Resistência e Baixa Liga

Aços de alta resistência e baixa liga, conhecidos pela sigla ARBL (ou HSLA no idioma inglês, significando: high strength low alloy) são definidos do seguinte modo: aços específicos com composição química especialmente desenvolvida para proporcionar mais altos valores de propriedades mecânicas, e, em alguns casos melhor resistência à corrosão atmosférica do que aquela obtida em aços carbono convencionais. São produzidos com maior ênfase nas propriedades mecânicas do que na composição química. Por outro lado, não podem ser considerados aços de alta liga, pois os teores de elementos de liga adicionados aos aços ARBL são muito mais baixos do que em aços de outras categorias, como aços inoxidáveis, aços ferramenta e etc.

Aços ARBL podem ser produzidos na condição de laminados com resistência ao escoamento na faixa de 290 a 550 MPa e resistência à tração na faixa de 415 a 700 MPa. Por causa de seu baixo teor de carbono apresentam excelente soldabilidade. Seu desenvolvimento foi impulsionado pela demanda por aços resistentes, tenazes e soldáveis para tubulações de transporte de óleo e gás, navios e plataformas de perfuração “off-shore”. Também podem ser usados para reduzir o peso (massa), e assim o consumo de combustível, de (componentes de) automóveis. Os graus de classificação de aços ARBL são definidos pelos níveis de resistência ao escoamento e não pela composição química.

Os mecanismos de endurecimento utilizados nos aços ARBL incluem: a) refino de grão; b) precipitação; c) subestrutura de discordâncias; d) endurecimento por solução sólida; e) envelhecimento com deformação.

A sua produção pode envolver: a) pequenas adições de elementos formadores de carbetos e nitretos (microligantes); b) laminação controlada; c) resfriamento controlado; d) controle de forma de inclusões.

Estes fatores podem ser abordados separadamente ou em combinações para produzir as propriedades desejadas.

O desenvolvimento dos aços ARBL é um interessante caso de conjugação de interesses econômicos e tecnológicos. O uso de pequenas adições de nióbio para endurecer os aços ferrítico-perlíticos foi introduzido em 1936, mas àquela época o custo do nióbio e a falta de demanda por aços deste tipo tornaram o processo pouco mais do que uma curiosidade científica. Entretanto, ao final dos anos 1950, a queda no preço do nióbio e uma simultânea demanda por maior resistência mecânica, tenacidade e soldabilidade nos aços para tubulações levaram a um ressurgimento do interesse pelo desenvolvimento dos aços ARBL [1].

Posteriormente, o desenvolvimento dos aços ARBL passou a se concentrar nos fatores que controlam a ductilidade, a tenacidade e a conformabilidade, especialmente no caso de aços com microestrutura ferrítico-perlítica, que constituem a maioria dos aços ARBL. Entretanto, inicialmente o projeto desses aços era baseado na resistência à tração, com pouca atenção dispensada à resistência ao escoamento, à tenacidade e à soldabilidade, pois o processo mais comum de junção era o rebitamento. Consequentemente os aços apresentavam teores de carbono da ordem de 0,3 %, havendo poucas modificações ao longo de muitos anos. Na época (início dos anos 1930) os teores de manganês e carbono eram mais altos, enquanto os teores de silício eram mais baixos. O carbono era o elemento de liga mais barato e aumentava a resistência à tração desses aços, que eram utilizados na condição como laminados, mas com pouco ou nenhum controle de temperaturas de laminação. Por volta de 1934 o teor de carbono ainda era relativamente alto, da ordem de 0,27 %, mas o teor de manganês já havia aumentado para 1,5 %, segundo as especificações da época.

O advento do uso da soldagem, em substituição ao rebitamento como processo de junção, exigiu a redução do teor de carbono. Então, a resistência mecânica foi mantida pelo aumento do teor de manganês, embora não haja nenhuma evidência de ganho de tenacidade.

As falhas de estruturas soldadas por fratura frágil resultou no reconhecimento do fato de que a tenacidade à fratura e ao impacto são propriedades essenciais, e assim tornou-se evidente a necessidade de obter baixa temperatura de transição de impacto. Também foi evidenciado que a resistência ao escoamento é uma propriedade mais relevante do que a resistência à tração. Assim, o teor de carbono foi reduzido ainda mais, enquanto o teor de manganês foi mantido em níveis bem elevados. As vantagens de altas razões entre os teores de manganês e de carbono para a tenacidade ao impacto são consideráveis, e finalmente passou a ser considerado também como requisito a obtenção de grãos finos.

O refino de grão pela adição de elementos refinadores como alumínio e nitrogênio foi então introduzido, mas isso só pôde ser utilizado em aços na condição de normalizados. O resultado foi um aumento de resistência ao escoamento de 225 para 300 MPa e uma redução na temperatura de transição de impacto para valores inferiores a 0 ºC.

Aumentos adicionais de resistência ao escoamento foram então obtidos através de endurecimento por precipitação, porém ainda mantendo baixo teor de carbono e alto teor de manganês em aços com tamanhos de grãos bem finos. Foram utilizados o nióbio, o vanádio e o titânio, sendo o nióbio o elemento de liga mais usado, por permitir um aumento de resistência mecânica na condição como laminada, que economicamente era vantajosa. Entretanto, a tenacidade ao impacto não era satisfatória, porque no material como laminado os grãos eram grosseiros.

A solução para o problema do material laminado com grãos grosseiros foi realizar a laminação de acabamento cem baixas temperaturas, que, além de produzir grãos finos, também manteve algum grau de endurecimento por precipitação. A resistência mecânica obtida aumentou para o patamar de 450 a 525 MPa, com temperaturas de transição de impacto tão baixas quanto – 80 ºC. Esses aços ARBL produzidos por laminação controlada, quando submetidos a refino de grão e endurecimento por precipitação através das adições de nióbio, apresentaram a vantagem econômica de uma composição balanceada, assim permitindo alto rendimento de produção.

Posteriormente os esforços de desenvolvimento desses aços concentraram-se em aumentar a conformabilidade, particularmente em melhorar a ductilidade através da espessura e a tenacidade na placa. A ocorrência de arranjos planares localizados de inclusões não metálicas não é apenas prejudicial à tenacidade e ductilidade, mas também resulta num defeito de soldagem denominado arrancamento lamelar. Para resolver esse problema passou-se a fazer uso intensivo de adições de zircônio, cério ou cálcio.

As microestruturas de muitos aços ARBL caracterizam-se pela presença de ferrita e perlita, mas alguns outros aços dessa categoria apresentam outros tipos de microestrutura, como ferrita-bainita, martensita temperada ou bainita. Os aços bainíticos já constituem uma categoria à parte [2].     

Refino de Grão nos Aços ARBL

O refino de grão nos aços ARBL pode ser alcançado mediante adições de nióbio, vanádio, titânio ou alumínio. Nióbio ou vanádio podem ser adicionados nos aços parcialmente acalmados, que permitem maior rendimento de produção (de lingote para placa) do que os aços totalmente acalmados, reduzindo assim o custo de fabricação. Entre estes dois elementos, o nióbio é o mais favorável, uma vez que sua solubilidade na austenita é menor do que a do vanádio, e consequentemente favorece mais a formação de carbetos e nitretos, de modo que um considerável refino de grão pode ser obtido com menores adições deste elemento. O refino de grão ferrítico em microestruturas ferrítico-perlíticas é obtido mediante restrição ao crescimento de grão austenítico durante a laminação a quente  ou pela inibição da recristalização da austenita durante a laminação a quente, de modo que a transformação de austenita para ferrita ocorra a partir de uma austenita não recristalizada.

Na laminação a quente dos aços carbono parcialmente acalmados a recristalização da austenita ocorre em temperaturas tão baixas quanto cerca de 760 ºC. Uma redução de espessura da ordem de 30 % já é suficiente para atingir aproximadamente 10 % de recristalização. Num aço semelhante contendo 0,03 % de nióbio a recristalização em 10 % acontece depois de redução de espessura da ordem de 50 % a 925 ºC. isso explica porque é difícil refinar o grão em aços carbono até que a temperatura caia abaixo de 815 ºC. Geralmente é menos caro normalizar o aço carbono do que obter refino de grão por laminação controlada. Por outro lado, o refino de grão nos aços ao nióbio pode ser obtido com temperaturas de acabamento tão altas quanto 925 ºC.

Na maioria dos casos, todo o nióbio, carbono e nitrogênio estão em solução no começo da laminação a quente da austenita, mas ocorre precipitação durante a laminação à medida que a temperatura do aço cai. As partículas de precipitado dificultam o crescimento dos grãos de austenita, e em temperaturas ainda mais baixas as partículas (ou aglomerados pré-precipitação) inibem a recristalização dos grãos deformados de austenita. A eficiência dos elementos microligantes no refino dos grãos de ferrita está na mesma ordem da solubilidade dos seus carbetos na austenita.

Endurecimento por Precipitação nos Aços ARBL


O refino de grão é o mecanismo preferencial de endurecimento dos aços ARBL porque também aumenta a tenacidade, mas o segundo mecanismo de endurecimento mais importante nos aços ARBL é o endurecimento por precipitação. As partículas que se formam em altas temperaturas na austenita, embora sejam bastante eficientes no controle do tamanho de grão, não acarretam endurecimento significativo, por serem muito grandes e espaçadas. As partículas efetivamente endurecedoras são as que se formam em temperaturas relativamente baixas na austenita, na interface ferrita-austenita durante a transformação, a na ferrita durante o resfriamento. Devido à elevada solubilidade na austenita o nitreto de vanádio (VN) tende a se precipitar na ferrita, na qual age como efetivo endurecedor.

Para um precipitado pouco solúvel como o carbeto de nióbio (NbC), a maior quantidade de precipitado está disponível para a composição estequiométrica, mas na maioria dos aços ARBL a razão Nb/C é muito menor do que a que corresponde à estequiometria do carbeto NbC.

Em muitos sistemas ocorre a precipitação interfase. Na transformação de fase austenita -> ferrita, ocorre descontínuo decréscimo de solubilidade de carbetos e nitretos. A nucleação e o crescimento de precipitados ocorrem na interface austenita-ferrita, que normalmente se move descontinuamente. O resultado é uma configuração na qual as partículas se formam nos planos das interfaces e nas linhas desses planos. As linhas marcam antigas posições de degraus nas interfaces.

O espaçamento de planos de precipitados decresce à medida que a taxa de resfriamento aumenta. O crescimento das partículas ocorre por difusão do nióbio na ferrita, que provavelmente é 100 vezes mais rápida na ferrita do que na austenita. Na austenita a difusividade é dada por:

D = 400 exp (- Q/RT) , onde Q = - 293 kJ/mol é a energia de ativação e R a constante universal. D é a difusividade e T a temperatura.


Os átomos de nióbio movem-se de uma determinada linha, a meio caminho entre a última fileira de precipitados que se formaram, para a nova posição da interface ferrita-austenita. As distâncias que os átomos de nióbio percorrem na ferrita durante o resfriamento em taxas normais são consistentes com o espaçamento dos planos dos precipitados, da ordem de 80 a 400 nm.

A precipitação interfase também foi observada em aços contendo vanádio, tungstênio, molibdênio, titânio e cromo. É explicada pela formação de um acúmulo de carbono na austenita à frente do contorno migrante, que ajuda na nucleação de carbetos nos contornos. Esta nucleação pode ser favorecida pelo arraste de átomos de soluto substitucionais pelo contorno que avança. Quando os carbetos se precipitam, o teor de carbono da austenita adjacente ao contorno torna-se bem reduzido, aumentando a força motriz para a transformação em ferrita.

Há evidências de que ocorre a nucleação de partículas de carbetos de elementos de liga nas interfaces austenita-ferrita durante a transformação da austenita. Estas interfaces dentro de um único grão de austenita são raramente curvas, em geral são compostas por facetas planares unidas por degraus. Há relação de orientação entre ferrita e austenita: os planos {111} da austenita são paralelos aos planos {110} da ferrita e as direções <110> da austenita são paralelas às direções <111> da ferrita, havendo ajuste entre os planos compactos de ambos os reticulados cristalinos.

As “folhas” de partículas precipitadas regularmente espaçadas são nucleadas na interface e crescem na ferrita. Os degraus são provavelmente incoerentes e se movem rapidamente para que a nucleação de carbetos ocorra neles. A nucleação ocorre nas facetas planares de baixa energia que se movem lentamente. Frequentemente a altura dos degraus é uniforme, entre 5 e 50 nm, mas às vezes pode variar. O processo de nucleação, ocorrendo através de um grão austenítico, produz folhas uniformes de partículas, as quais são frequentemente observadas.

As partículas formadas durante precipitação interfase, ou na ferrita após a transformação de fase, podem ser muito pequenas, da ordem de 5 nm, e assim são muito efetivas como agentes endurecedores. Um considerável endurecimento pode ser obtido mediante a adição de nióbio e titânio a tiras de aço laminadas a quente. Em baixas concentrações o nióbio é um endurecedor mais efetivo do que o titânio. A laminação a quente e o recozimento em caixa reduzem a resistência mecânica do aço ao nióbio pela aglomeração de partículas de carbetos. Por outro lado, o aço ao titânio é menos afetado por esse processo.

Devido à contribuição diferenciada da precipitação à resistência mecânica de muitos aços ARBL, é necessário considerar a teoria do endurecimento por precipitação e sua concordância com o endurecimento efetivamente observado. Sendo assim, considera-se a modificação de Ashby ao modelo de Orowan, no qual uma linha de discordância curva-se entre duas partículas vizinhas num plano de deslizamento. Este modelo é baseado numa distribuição aleatória de partículas de precipitados, que claramente não é o caso da precipitação interfase.

A tensão de cisalhamento é a metade da tensão normal (TN), que assim é dada por: TN = 5,9. f 1/2 d-1 ln (d/(2,5. 10-4)), onde f é a fração volumétrica e d a distância entre as partículas.

Desta equação deduz-se que o endurecimento por precipitação nos aços ARBL aumenta com a redução no tamanho das partículas e o aumento de sua fração volumétrica, havendo boa correlação entre o modelo matemático e dados experimentais.

O endurecimento por precipitação em aços ARBL não está restrito a carbetos e nitretos. A adição de cobre em teores de 1 a 1,5 % permite o endurecimento através da formação  de aglomerados de átomos de cobre na ferrita.

Laminação Controlada e Resfriamento Controlado de Aços ARBL


O objetivo da laminação controlada de aços ARBL ferrítico-perlíticos é desenvolver grãos muito finos com tamanho de grão ferrítico uniforme e adicionalmente endurecidos por precipitação. Tamanho de grão austenítico bem fino ou grãos de austenita não recristalizada muito finos são pré-requisitos para a obtenção de finos grãos de ferrita no aço microligado com nióbio. Esta condição final exige grandes deformações e baixas temperaturas de acabamento no campo austenítico, ou seja, abaixo de 950 ºC. Para realizar o acabamento em temperaturas dessa ordem é necessária a laminação interrompida, o que reduz a produtividade do laminador. A baixa temperatura de acabamento e as elevadas deformações também aumentam a carga exigida nas cadeiras finais de laminação, algumas vezes ultrapassando a capacidade de laminadores mais antigos. Estes fatores explicam o desejo de obter aços ARBL que possam ser produzidos economicamente em laminadores já existentes.

Durante a maior parte da laminação controlada toda a deformação ocorre na austenita. Se a laminação é realizada no campo bifásico austenita-ferrita, acarreta algumas consequências, não todas desejáveis. A laminação de aços ARBL no campo bifásico pode aumentar muito a resistência mecânica, mas esse ganho é acompanhado por aumentos na temperatura de transição de impacto em amostras com entalhe, devido à subestrutura de discordâncias retida na ferrita. Ao contrário, quando a temperatura de acabamento é reduzida no campo austenítico, a resistência ao escoamento resultante aumenta e a temperatura de transição diminui por causa do refino de grão.

Aços laminados no campo bifásico também estão sujeitos à fratura por fissuras por causa do aumento do bandeamento e desenvolvimento de uma textura (100)[100] na ferrita. Particularmente quando se trabalha com aços tratados ao vanádio, é importante resfriar rapidamente após o passe de acabamento, para evitar o superenvelhecimento de partículas do nitreto VN. O resfriamento rápido geralmente torna necessária a instalação de novas e mais possantes unidades de sistema de resfriamento (têmpera) por água nos laminadores já existentes. Para obter máxima resistência ao escoamento é necessário realizar o bobinamento a uma temperatura da ordem de 580 ºC e que os teores de nitrogênio sejam os mais elevados possíveis [1].

Aços Baixo Carbono Ferrítico-Perlíticos


Os requisitos de propriedades para os aços baixo carbono com microestrutra de ferrita e perlita são: alta resistência ao escoamento, baixa temperatura de transição de impacto, mínimo custo, fácil soldabilidade e boa conformabilidade.

a) Relações entre microestrutura e propriedades


O tamanho de grão da ferrita exerce a mais importante influência no controle das propriedades desses aços ARBL, tanto em termos de resistência ao escoamento quanto à temperatura de transição dúctil-frágil. A equação de Hall-Petch correlaciona a resistência ao escoamento (sigmaE) com o tamanho de grão ferrítico (d):

sigmaE = sigmaO + k.d -1/2                 


Onde sigmaO é o coeficiente linear (tensão de atrito interna) e k é o coeficiente angular, que também depende do material.           

Em aços de baixo carbono e alto manganês, os teores de manganês, de silício e de nitrogênio livre também aumentam a resistência ao escoamento, além do refino de grão. Por outro lado, a perlita (ou seja, o carbono) apresenta pouco ou nenhum efeito na resistência ao escoamento dos aços baixo carbono. O nitrogênio livre tem um efeito marcante, mas sua solubilidade é limitada, além de ter um efeito nocivo às propriedades de impacto.

Quanto à resistência à tração, ao contrário da resistência ao escoamento, a fração de perlita exerce certa influência, contribuindo para tornar o material mais resistente, além dos efeitos, no mesmo sentido, dos teores de manganês e de silício, além do refino de grão, do mesmo modo que ocorre com a resistência ao escoamento.

No que se refere à temperatura de transição de impacto, tanto o teor de silício, quanto o nitrogênio livre e a fração de perlita e contribuem para aumentá-la, ao passo que somente o refino de grão atua no sentido de reduzi-la. Sendo assim, quanto a esta propriedade, pode se dizer que a perlita, o nitrogênio livre e os solutos substitucionais são todos nocivos, ao contrário do refino de grão, que é muito benéfico. Não há efeito aparente do teor de manganês, provavelmente por este estar incorporado ao efeito do tamanho de grão.

b) Mecanismos de endurecimento

Tamanho de Grão

O refino do tamanho de grão da ferrita poligonal aumenta a resistência ao escoamento e ainda reduz a temperatura de transição de impacto. Neste aspecto o mecanismo de endurecimento por refino de grão é único e consequentemente é o mecanismo de endurecimento mais desejável. Isso explica o frequente uso de aços com grãos refinados, como, pro exemplo, através de adições de alumínio e nitrogênio ou de nióbio. Entretanto, o refino de grão em geral só é obtido na condição de normalizado, embora o uso da laminação controlada ajude a superar essa desvantagem.

Teor de Perlita

A perlita não apresenta efeito significativo na resistência ao escoamento, e embora aumente a resistência á tração, tem um efeito particularmente nocivo na temperatura de transição de impacto. A perlita também aumenta a taxa de encruamento. Consequentemente, o aumento do teor de perlita, ou seja, de carbono, é o método menos desejável de aumento da resistência mecânica.

Endurecimento por Solução Sólida

Elementos solutos aumentam tanto a resistência ao escoamento quanto a resistência à tração, e seu efeito depende da diferença de tamanho de átomo entre o soluto e o ferro (solvente). Ambos os tipos de soluto, substitucional e intersticial, obedecem a uma relação linear entre resistência mecânica e a raiz quadrada da sua concentração, mas, para os limitados intervalos já estudados, esta relação pode ser simplificada para uma relação linear.

Os efeitos dos solutos substitucionais na resistência mecânica são geralmente pequenos, e seria antieconômico tentar usá-los deliberadamente. Por outro lado, solutos intersticiais são endurecedores potencialmente mais efetivos, mas sua solubilidade é limitada, e assim eles não podem ser amplamente usados.

Ambos os tipos de soluto, intersticiais e substitucionais, são, com exceção do níquel, nocivos às propriedades de impacto, especialmente os solutos intersticiais. Solutos podem acarretar outros efeitos, como alterar a razão ferrita-perlita, refinar o tamanho de grão da ferrita pelo decréscimo da temperatura de transformação no resfriamento (exemplo: manganês), produzindo efeitos de precipitação (exemplo: carbono e nitrogênio), e retirando os intersticiais de solução (exemplo: alumínio). Este último efeito é muito benéfico para as propriedades de impacto. Assim, excelentes propriedades de impacto são obtidas em aços tratados ao alumínio.        

Endurecimento pelo Aumento da Densidade de Discordâncias

A resistência ao escoamento está relacionada com a densidade de discordâncias: é diretamente proporcional à raiz quadrada da densidade de discordâncias.

Em geral, ao reduzir a temperatura de transformação pela adição de elementos de liga ou pelo aumento da taxa de resfriamento, refina-se o grão e aumenta-se a densidade de discordâncias. Esta maior densidade de discordâncias aumenta a resistência ao escoamento em cerca de 50 MPa. Não é possível reduzir muito a temperatura de transformação, pois nesse caso seriam formadas microestruturas com bainita acicular, que são nocivas às propriedades de impacto. Assim, é necessário limitar tanto o teor de manganês quanto a taxa de resfriamento, e quanto mais rápida a taxa de resfriamento, menor quantidade de manganês pode ser acomodada. Além disso, a interação de discordâncias com átomos de soluto pode acarretar endurecimento adicional, especialmente se o teor de intersticiais é aumentado por taxas de resfriamento mais rápidas. Todos esses efeitos acarretam queda de tenacidade ao impacto.


Endurecimento por Precipitação

Efeitos de precipitação aumentam muito a resistência mecânica, mas reduzem a resistência ao impacto. Durante o desenvolvimento de aços ARBL passou-se a combinar o endurecimento por precipitação com o refino de grão, através do uso do nióbio, do vanádio ou do titânio. A efetividade destes elementos depende da sua solubilidade na austenita, que controla o quanto pode ser dissolvido e assim está disponível para a precipitação. Para os teores normalmente utilizados, ou seja, 0,03 % de nióbio ou 0,10 % de vanádio, invariavelmente existem algumas partículas não dissolvidas nas temperaturas convencionais de normalização, que proporcionam refino de grão da austenita, e assim, na transformação, grãos finos de ferrita. Estas partículas não proporcionam endurecimento por precipitação. No resfriamento precipitados de V4C3 ou Nb(CN) se formam na interface ferrita-austenita durante a transformação (precipitação interfase), que produz fileiras de precipitados pequenos efetivamente endurecedores. Devido à maior solubilidade do V4C3 comparado com o NbC, os aços ao vanádio podem endurecer por precipitação com temperaturas convencionais de normalização, tais como 950 ºC, ao contrário dos aços ao nióbio, porque a solubilidade do NbC a 950 ºC é muito limitada.

Assim, na normalização os aços ao nióbio são apenas submetidos a um refino de grão, enquanto os aços ao vanádio são simultaneamente submetidos a refino de grão e endurecimento por precipitação. Aços ao nióbio podem sofrer endurecimento por precipitação se forem aquecidos a temperaturas de austenitização mais altas, nas quais mais partículas de NbC são dissolvidas, mas isso também dissolve, ou coalescem, os precipitados refinadores de grãos, inviabilizando a função destes. Assim, enquanto a resistência mecânica aumenta, as propriedades de impacto são muito prejudicadas. Deste modo, nos aços ao nióbio na condição como laminados ocorre endurecimento pro precipitação. A laminação controlada é utilizada para manter grãos finos tanto na austenita quanto na ferrita posteriormente formada.

A taxa de resfriamento também afeta a intensidade do endurecimento por precipitação ao alterar a temperatura de transformação. Taxas de resfriamento rápidas (embora ainda mantendo a microestrutura de ferrita e perlita) podem evitar a precipitação. Isso é utilizado na laminação controlada de tiras, sendo o nióbio utilizado amplamente para evitar crescimento de grão durante a soldagem. Taxas de resfriamento intermediárias acarretam máximo endurecimento por precipitação, enquanto baixas taxas de resfriamento levam ao superenvelhecimento, que juntamente com o tamanho de grão grosseiro produzido pela elevada temperatura de transformação, resultam em baixas resistências, mecânica e ao impacto. Se a precipitação foi suprimida durante o resfriamento, pode ser subsequentemente induzida durante o revenimento a cerca de 650 ºC, o que aumenta a resistência mecânica, mas prejudica as propriedades de impacto. Para um aço contendo cerca de 0,03 % de nióbio, o máximo aumento de resistência ao escoamento devido à precipitação de NbC é da ordem de 120 MPa, e a intensidade do endurecimento por precipitação aumenta tanto com o teor de nióbio quanto com o decréscimo do tamanho do precipitado.

A composição do aço com relação à razão Nb:C, Ti:C ou V:C também é importante. A máxima dependência da solubilidade em relação à temperatura ocorre para a composição estequiométrica, e assim neste caso maximiza-se a quantidade de precipitado formado. Na maioria dos aços estruturais a razão Nb:C, Ti:C ou V:C é muito mais baixa do que a razão estequiométrica, e, consequentemente, aumentando-se a adição de elementos de liga, torna-se mais intenso o endurecimento por precipitação. Isso explica porque a resistência ao escoamento aumenta com o aumento do teor de nióbio, e num aço tratado ao titânio observou-se um considerável ganho de resistência mecânica da ordem de 300 MPa quando havia razão estequiométrica Ti:C e teor de carbono de 0,12 %. Elevada resistência mecânicas semelhante já foi atingida em aços com teores de carbono muito baixos contendo Ti e C na razão estequiométrica.

O Desenvolvimento de Aços ARBL

Os critérios utilizados para desenvolver e produzir aços ARBL são:

(a) Alta resistência ao escoamento e baixa temperatura de transição de impacto. Assim, necessita-se de elementos de liga e de parâmetros microestruturais que proporcionem o menor aumento na temperatura de transição de impacto por aumento unitário de resistência ao escoamento;

(b) Boa soldabilidade, que é obtida por baixos teores de carbono equivalente, mínima redução da temperatura Mi e baixos teores de elementos que causem liquação. Também é necessário um mínimo teor de inclusões não metálicas para evitar o rasgamento lamelar.

(c) Boa conformabilidade de produtos planos laminados com pequena seção transversal que necessitem de conformação em componentes estruturais.

(d) Mínimo custo.

O critério para adequada aplicação de aços ARBL baseia-se na maior redução possível de temperatura de transição de impacto, e isso é mais facilmente obtido com o aumento dos teores de alumínio e manganês, nessa ordem, e, por outro lado, elementos como fósforo, nitrogênio, carbono e silício, nessa ordem, são os mais prejudiciais. Assim, sendo, aços de baixo carbono com grão refinado por adições de alumínio e altos teores de manganês são os que apresentam temperaturas de transição de impacto mais baixas, sendo que a função do alumínio, como elemento que remove o nitrogênio através da formação de nitretos de alumínio (AlN), é a mais efetiva. Entretanto, existem algumas limitações, porque um teor de manganês muito alto resulta na diminuição da temperatura na qual a bainita se forma o que prejudica tanto a resistência ao escoamento, devido às tensões internas, quanto as propriedades de impacto. Sendo assim, teores de manganês geralmente são limitados em cerca de 1,5 % no máximo, embora este valor máximo seja menor quando o teor de carbono e a taxa de resfriamento aumentam. Aços acalmados ao alumínio não são economicamente interessantes, mas o refino de grão também pode ser obtido com pequenas e relativamente baratas adições de nióbio, com a vantagem adicional de que a composição do aço é balanceada, permitindo alto rendimento de produção. Enquanto o refino de grão só é obtido na condição normalizada, o nióbio apresenta a vantagem adicional de favorecer o endurecimento por precipitação, que é preferível ao endurecimento pelo aumento da densidade das discordâncias por deformação, ou ao endurecimento por solução sólida. Entretanto, o endurecimento por precipitação proporcionado pelo nióbio só ocorre após tratamento de solubilização em altas temperaturas, e assim pode ser produzido no aço na condição como laminado, desde que haja controle adequado da temperatura de acabamento na laminação, o que é obtido por técnicas de laminação controlada, que asseguram tanto grãos finos de ferrita quanto o efeito de precipitação. Por outro lado, os aços ao vanádio podem apresentar tanto refino de grão quanto endurecimento por precipitação no aço na condição convencional como normalizado.

Nenhum tipo de desenvolvimento usaria elementos que endurecem por solução sólida, porque seus efeitos na resistência mecânica são pequenos, são elementos caros, aumentam muito rapidamente a temperatura de transição de impacto, e aumentam tanto a endurecibilidade que se forma bainita, ou mesmo martensita, em vez de ferrita poligonal, para taxas de resfriamento mais rápidas ou para reduzidos tamanhos de seção transversal do produto. Por outro lado, para certas finalidades específicas é possível adicionar cobre para aumentar o efeito de endurecimento por precipitação e a resistência à corrosão, mas certamente podem ocorrer problemas de produção quanto à qualidade superficial e trincas de solidificação.

Os critérios para manter um alto nível de soldabilidade são realmente a temperatura Mi e a dureza da martensita. Uma temperatura Mi muito baixa e a dureza da martensita muito elevada levam à formação de trincas na zona afetada pelo calor ou no metal de solda. Existe um critério baseado no teor de carbono equivalente acima do qual a junta soldada do aço pode apresentar trincas:

CE = C + Mn/6 + Si/24 + (Ni+Cu)/15 + (Cr+Mo)/10

Esta equação expressa os efeitos, observados empiricamente, destes elementos na redução da temperatura Mi. Outra expressão semelhante apresenta algumas variações:

CE = C + Mn/16 + Si/43 + (Ni+Cr)/28 + Mo/22

A efetividade relativa de cada elemento em ambas as expressões fica aparente e novamente são claras as vantagens do baixo teor de carbono e alto teor de manganês.

Considerações quanto à conformabilidade desses aços também recomendam a redução do teor de carbono, com o propósito de aumentar a ductilidade total e aumentar a taxa de encruamento. Outro fator importante nesta análise é o teor de inclusões não metálicas, que deve ser mantido em patamares mínimos, porém consistentes com o custo de fabricação, pois de um modo geral as inclusões reduzem a ductilidade e a tenacidade. Particularmente o teor de enxofre deve ser o mais baixo possível, não apenas para minimizar a formação de sulfetos, mas também evitar a formação de trincas de liquação e o arrancamento lamelar durante a soldagem.

A Conformabilidade de Aços ARBL

Tiras laminadas planas necessitam de conformação a frio para a produção de componentes estruturais. A capacidade de conformação de um aço por uma variedade de processos depende de:

(a) Tensão de escoamento para uma dada deformação, que define as cargas de conformação;

(b) Taxa de encruamento;

(c) Máxima ductilidade uniforme anterior ao empescoçamento (estricção) e a instabilidade plástica;

(d) Ductilidade total disponível.

Muitos dos parâmetros mencionados antes podem ser determinados a partir de dados de tensão verdadeira e deformação verdadeira obtidos em ensaios de tração. São equações empíricas que relacionam as propriedades com os teores dos elementos de liga (todas as propriedades), de perlita (resistência ao escoamento, taxa de encruamento e máxima deformação uniforme e tamanho de grão (resistência ao escoamento, taxa de encruamento e ductilidade total).

Estas equações indicam que altos teores de carbono (ou seja, de perlita) aumentam a resistência ao escoamento e a taxa de encruamento, mas reduzem a ductilidade. Sendo assim, o carbono é indesejável do ponto de vista da conformabilidade. O refino de grão aumenta a tensão de escoamento e a taxa de encruamento até aproximadamente o mesmo ponto. O refino de grão não afeta a deformação uniforme, mas aumenta o alongamento total até a fratura.

Elementos que favorecem o endurecimento por solução sólida, como silício, estanho e fósforo, juntamente com nitrogênio dissolvido intersticialmente, aumentam a tensão de escoamento e a taxa de encruamento, mas apresentam efeitos variáveis nos parâmetros de ductilidade, devido a interações complexas envolvendo tensão de escoamento, taxa de encruamento e tensão de fratura. O efeito do enxofre no decréscimo da ductilidade total reflete o efeito de partículas de segunda fase do tipo MnS na ductilidade total. Um efeito semelhante é observado no caso da perlita e também no caso de inclusões de óxidos. Os efeitos não são lineares como poderia se deduzir das equações disponíveis, que cobrem apenas um intervalo restrito de variação de teores de enxofre e de carbono. Melhor dizendo, a ductilidade total cai exponencialmente com o aumento da fração volumétrica das partículas de segunda fase.

Consequentemente é essencial para uma boa conformabilidade que o teor de carbono, ou seja, a presença de carbetos, e a fração volumétrica de inclusões não metálicas, sejam os menores possíveis. Baixos teores de enxofre e aços limpos são essenciais, havendo uma tendência de produzir aços com teores de carbono muito baixos sem um conseqüente acréscimo no teor de inclusões de óxidos.

Para obter níveis máximos de resistência mecânica juntamente com boa conformabilidade, os melhores mecanismos de endurecimento são o refino de grão e o endurecimento por precipitação ou por dispersão. Altos teores de carbono devem ser evitados, mas para uma dada fração volumétrica de perlita, a melhor conformabilidade será obtida com um tratamento térmico de esferoidização, o que em aços com baixos teores de carbono não diminuem muito a resistência ao escoamento. Aços limpos isentos de inclusões também são essenciais se boa ductilidade e minimização da ocorrência de trincas são necessárias.

Métodos para Produzir Aços ARBL Melhorados

Aços normalizados

O refino de grão é essencial, e adições de alumínio, vanádio, nióbio e titânio são possíveis. Alumínio e vanádio são os mais efetivos refinadores de grão, seguidos por nióbio e titânio.

Os teores de carbono devem ser os mais baixos possíveis, porém compatíveis com os requisitos das especificações, principalmente quanto à razão entre tensão limite de escoamento e tensão limite de resistência à tração. Com baixos teores de carbono, o tamanho de grão da ferrita não é tão acentuadamente refinado, mas isso pode ser corrigido pelo uso de elevados teores de manganês, que reduzem a temperatura de transformação, e mais manganês pode ser acomodado sem a formação de bainita para esses mais baixos teores de carbono 

O teor máximo de manganês:

(a) diminui com o aumento da taxa de resfriamento.

(b) diminui com o decréscimo da espessura da seção.

(c) aumenta com o decréscimo do teor de carbono e dos teores de elementos residuais.

O cobre também pode ser adicionado para contribuir para o endurecimento por precipitação, mas pode acarretar algumas desvantagens.

Embora o vanádio possa ser usado para o refino de grão através da formação de partículas de nitreto (VN), isso reduz a quantidade de vanádio disponível para a precipitação do carbeto (V4C3). Assim, uma adição combinada (de alumínio, vanádio e nitrogênio) promove o refino de grão, remove o nitrogênio (melhorando as propriedades de impacto) e permite que uma maior quantidade de vanádio esteja disponível para precipitação. Certos aços contêm maiores adições de vanádio e nitrogênio para aumentar o refino de grão e proporcionar maior endurecimento por precipitação, resultando em excelentes resistência mecânica e propriedades de impacto.

Aços como laminados e laminação controlada

Tamanhos de grãos mais finos podem ser obtidos mais facilmente por laminação controlada do que em aços normalizados convencionais, e o tamanho de grão diminui com o decréscimo da temperatura de acabamento da laminação. Em aços ao nióbio os efeitos da precipitação podem ser obtidos na condição como laminada. Assim, é necessário combinar este efeito de endurecimento por precipitação com o tamanho de grão mais fino possível. Dois fatores são importantes:

(a) A taxa de recristalização, que aumenta com o aumento da temperatura e da deformação, mas pode ser retardada pela presença de solutos ou precipitados;

(b) A taxa de crescimento de grão, que aumenta com o aumento da temperatura, mas que pode ser retardado pela presença de partículas precipitadas.

Em aços carbono comuns a recristalização é praticamente instantânea durante a laminação em temperaturas acima de cerca de 800 ºC, mas ocorre cada vez mais lentamente abaixo desta temperatura, e nesta faixa de temperaturas mais baixas frequentemente a formação de ferrita precede a recristalização completa. Adições de alumínio, vanádio e titânio retardam suavemente a recristalização, mas as partículas precipitadas acentuadamente inibem o crescimento de grão após a recristalização. Por outro lado, o nióbio retarda acentuadamente a recristalização, ao passo que as partículas de Nb(CN) inibem o crescimento de grão. Possíveis motivos para a eficiência do nióbio em retardar a recristalização são o arraste de soluto e a precipitação de NbC nos subcontornos, assim evitando ou dificultando a a migração dos mesmos durante a recristalização. Além disso, durante a laminação alguma precipitação de NbC induzida por deformação ocorre, a qual não acarreta endurecimento por precipitação e ainda diminui a disponibilidade de soluto para o endurecimento por precipitação subsequente.

Para produzir grãos ferríticos muito finos é essencial ter grãos muito finos de austenita antes da transformação. A composição e a taxa de resfriamento corretas também são fundamentais para obter temperaturas de transformação as mais baixas possíveis dentro do campo ferrítico-perlítico. Uma taxa de resfriamento muito alta ou endurecibilidade muito intensa leva à formação de bainita, o que é acentuado por grãos grosseiros não recristalizados de austenita presentes no final da laminação. Estes grãos grosseiros não recristalizados, se resfriados lentamente ou presentes nos aços de baixa endurecibilidade, proporcionam elevadas temperaturas de transformação, grãos grosseiros de ferrita e baixas resistências ao escoamento e ao impacto.

Consequentemente, em aços submetidos a laminação controlada é fundamental deformar no grau correto e garantir a temperatura de acabamento correta, de modo a garantir grãos finos recristalizados de austenita. Ao retardar a recristalização, o nióbio pode permitir a formação de grãos grosseiros não recristalizados de austenita, com efeitos prejudiciais. Entretanto, desde que a temperatura de acabamento da laminação seja baixa, e o grau de deformação elevado, grãos finos de ferrita serão formados mesmo que a austenita não tenha recristalizado. Isso ocorre porque são produzidos grãos alongados de austenita, e a ferrita nucleada nos contornos permanece em grãos finos por causa da interferência dos grãos adjacentes que dificultam o crescimento desses grãos. A ferrita também pode se nuclear em subestruturas de deformação na austenita, e possivelmente em partículas de segunda fase quaisquer. Se o grau de deformação for baixo, os grãos de austenita não ficam tão alongados e finos, e o resultado tanto pode ser a formação de grãos grosseiros de ferrita quanto de bainita, prejudicando as propriedades mecânicas.

Assim, elevados graus de deformação e baixas temperaturas de acabamento de laminação são essenciais. Contudo, temperaturas de acabamento muito baixas permitem a formação da ferrita durante a laminação, a qual então é deformada e recuperada ou recristalizada de maneira incompleta, o que muito prejudica as propriedades de impacto.

Nas práticas comerciais de laminação de aços C-Mn sem refino de grão podem ser obtidas temperaturas de acabamento de laminação tão baixas quanto 850 ºC, através da interrupção do processo de laminação por um ou mais períodos de paradas relativamente curtas, principalmente no caso de produtos com seções mais espessas. Isso pode levar à recristalização e tamanhos de grãos mais grosseiros, uma vez que estes não são submetidos  a uma deformação suficiente para induzir a recristalização que gere grãos finos de austenita durante a laminação após a interrupção. Consequentemente é fundamental garantir um adequado grau de deformação aplicada após a interrupção, e a uma temperatura abaixo de aproximadamente 950 ºC, de modo resultar em grãos finos de austenita.

Por causa do retardamento da recristalização em aços ao nióbio, também é possível utilizar a laminação interrompida para obter a necessária baixa temperatura de acabamento, proporcionando grãos não recristalizados após a deformação, os quais são suficientemente alongados e finos, ou seja, foram submetidos a deformação elevada após a interrupção da laminação. Se a laminação for interrompida em temperatura muito elevada para aços ao nióbio, pode ocorrer recristalização, gerando grãos de austenita muito grosseiros, e se aos a interrupção for realizada uma deformação muito baixa, o resultado será a obtenção de propriedades inadequadas.

Uma baixa temperatura de acabamento também pode ser obtida ao se iniciar o processo com uma seção mais espessa, de tal modo que se obtenha maior tempo de laminação e consequentemente maior grau de resfriamento ao se atingir o tamanho de seção final. Baixa temperatura inicial de encharque antes da laminação também proporcionaria baixa temperatura de acabamento, mas isso levaria a um menor endurecimento por precipitação, pois deste modo não haveria dissolução de uma quantidade significativa de carbetos NbC, e deste modo em seguida não ocorreria a precipitação destes carbetos finos. Todos esses métodos apresentam suas desvantagens, entre as quais o maior tempo de laminação, tanto com a laminação interrompida quanto com o uso de material mais espesso no início da laminação.

Assim, o objetivo primordial da laminação controlada, especialmente no caso dos aços ao nióbio, é produzir um aço balanceado ou semi-acalmado que seja economicamente vantajoso, com tamanho de grão muito fino e ainda com um certo grau de endurecimento por dispersão de partículas de NbC. O nióbio em solução sólida e os precipitados de NbC induzidos por deformação retardam a recristalização, enquanto os precipitados de NbC induzidos por deformação retardam o crescimento de grão austenítico. Estes precipitados de NbC induzidos por deformação não endurecem , e deste modo reduzem um pouco o potencial de endurecimento por dispersão. Contudo, mesmo assim ocorre um certo grau de endurecimento por precipitação de NbC que atinge suas finalidades.

Resfriamento controlado

A taxa de resfriamento é importante, mesmo no caso de microestrutra ferrítico-perlítica, porque afeta as temperatura de transformação, e assim o tamanho de grão da ferrita. DO desenvolvimento de práticas industriais de resfriamento por água no trem de laminação permitiu a produção de tiras com até 1 cm de espessura com tamanho de grão bem fino e resistência ao escoamento de até 425 MPa. Para evitar o resfriamento acelerado que produziria bainita ou outros produtos de transformação acicular, o tamanho de grão austenítico como laminado deve ser muito fino. Assim, os melhores resultados são obtidos com aços com grãos refinados que tenham sido submetidos a laminação controlada e então ao resfriamento acelerado. Os aspectos mais importantes a serem considerados no processo de resfriamento controlado estão relacionados principalmente com a temperatura de bobinamento da chapa que:

(a) não deve ser muito alta, para evitar o crescimento do grão de ferrita, embora o nióbio reduza o crescimento de grão;

(b) não deve ser tão alta que permita o superenvelhecimento de qualquer precipitado endurecedor, embora o carbeto NbC demore mais do que o carbeto V4C3 a atingir o superenvelhecimento;

(c) não deve ser tão baixa a ponto de que o resfriamento acelerado produza bainita.

Como mencionado antes, a taxa de resfriamento controla a intensidade do endurecimento por precipitação. Além disso, o resfriamento mais rápido pode proporcionar um ligeiro endurecimento devido ao aumento da densidade de discordâncias. Se a precipitação for suprimida por um resfriamento rápido, o endurecimento se deve somente ao pequeno tamanho de grão de ferrita, proporcionando a melhor combinação de tenacidade e resistência mecânica. Então algum envelhecimento poderá ocorrer durante o tratamento térmico de revenimento.

Um tratamento de resfriamento controlado pode ser utilizado para melhorar as propriedades de materiais com grande espessura de seção ao causar um refinamento adicional do grão de ferrita, tanto com o uso de aspersão de gotículas de água (“spray”) ou sopro de ar para reduzir a temperatura de transformação. Entretanto, devem ser tomados cuidados para evitar a formação de martensita ou bainita na superfície.

Há tempos o tratamento de resfriamento controlado tem sido usado amplamente em laminadores de tiras para produzir tiras laminadas a quente de alta resistência mecânica com boa tenacidade e conformabilidade [2].

Aços com Ferrita Acicular

Outro método de desenvolvimento de aços ARBL envolve a obtenção de resistência mecânica necessária através da formação de uma microestrutura de ferrita acicular. Esta microestrutura, na qual os grãos de ferrita são de formato muito irregular com alta densidade de discordâncias, da ordem de 1010 cm-2, se forma tanto por transformação bainítica quanto por transformação massiva de austenita em ferrita. Esta transformação pode ser realizada por têmpera ou pela adição de elementos de liga, de modo que durante o resfriamento ao ar a transformação é retardada. A segunda opção parece ser a mais prática. O manganês é o menos caro dos elementos de liga que podem ser adicionados com esta função, e pode ser suplementado com molibdênio. Para obter elevada tenacidade, os grãos austeníticos são mantidos bem finos pela adição de nióbio, enquanto o teor de carbono é mantido em cerca de 0,08 % ou menos. Uma composição química típica é: 0,08 % C; 2,18 % Mn; 0,10 % Si; 0,32 % Mo; 0,069 % Nb; 0,020 % Al e 0,007 % N.

Quando este tipo de aço é laminado para resultar em chapas com 13 mm de espessura, a microestrutura produzida é de ferrita acicular contendo algumas ilhas de martensita. Se os teores de carbono e manganês forem reduzidos para 0,05 e 1,85 %, respectivamente, a microestrutura passa predominantemente para ferrita poligonal, e, em concentrações ainda mais baixas destes elementos, completamente composta por ferrita poligonal. A ferrita acicular proporciona uma grande quantidade de discordâncias móveis  e as ilhas de martensita acarretam tensões residuais. Esta combinação resulta em escoamento contínuo e alta taxa de encruamento. Se a deformação plástica for seguida por envelhecimento, aumenta muito a resistência ao escoamento e o escoamento passa a ser descontínuo. A resistência ao escoamento (para 0,2 % de deformação) de um aço com 0,08 % de carbono na condição como laminado a quente é de 487 MPa. Após deformar 2,5 % e envelhecer a 620 ºC, o limite de escoamento inferior chega a 590 MPa. As características de escoamento dos aços com ferrita acicular são desejáveis para a conformação mecânica de tubos.

Devido à transformação da austenita em baixa temperatura, a precipitação de nióbio (carbetos e nitretos) nesses aços com ferrita acicular não é completa, então o reaquecimento pode levar a um endurecimento por precipitação adicional [1].   
     
Controle de Inclusões Não Metálicas em Aços ARBL

Um dos problemas que podem ocorrer com aços ARBL é a baixa ductilidade decorrente da presença de partículas de inclusões não metálicas, que pode levar à fissuração durante o dobramento, ao arrancamento lamelar ou à falta de ductilidade através da espessura em placas submetidas à soldagem, ou a propriedades de impacto inadequadas na direção através da espessura em placas. De um modo geral a ductilidade diminui exponencialmente com o aumento da fração volumétrica de partículas de segunda fase, principalmente se estas forem inclusões não metálicas. O pior efeito ocorre quando estas inclusões são alongadas na forma de linhas ou tiras, principalmente no caso de sulfetos como o MnS. Este efeito nocivo ocorre mesmo no caso de inclusões com grande plasticidade, não somente o MnS mas também óxidos. Quando as inclusões se formam em regiões segregadas localmente, como no caso do MnS tipo II, os arranjos planares alongados prejudicam muito a ductilidade e a tenacidade nas direções transversais ou através da espessura.

Um método desenvolvido para minimizar esse problema consiste na modificação de ambos sulfetos e óxidos por adições de cálcio, zircônio ou cério (terras raras). Esta modificação, que é mais efetiva no caso de sulfetos, é conseguida pela redução da plasticidade das inclusões proporcionada por essas adições, tendo como resultado  a formação de inclusões em forma de glóbulos ao invés de tiras ou arranjos planares alongados. A tenacidade e a ductilidade nas direções transversais ou através da espessura tornam-se bem melhores, já que o material não apresenta um plano muito favorável para a fratura.

O efeito na ductilidade

Durante a deformação nucleiam-se vazios adjacentes às inclusões de sulfetos e de outros tipos, as quais crescem e se ligam para então acarretarem a subsequente fratura dúctil. Outros tipos de inclusões, como carbetos, por exemplo, podem fraturar e assim proporcionar a nucleação de vazios. Por causa de seu baixo fator de concentração de tensões na direção transversal as inclusões globulares proporcionam um crescimento de vazios muito menos rápido do que as inclusões planares, quando o ensaio é feito na direção transversal. Assim, a ductilidade total para uma dada fração volumétrica de sulfetos, por exemplo, é muito maior quando medida na direção paralela às tiras ou linhas de sulfetos do que quando medida na direção transversal a essas inclusões.

O controle das inclusões é obtido por:

(a) Adições de cálcio, que podem globulizar tanto óxidos quanto sulfetos. Devido à sua alta pressão de vapor, baixa solubilidade e alta reatividade, seu efeito é de difícil controle durante a fabricação do aço;

(b) Adições de zircônio, em pequenas quantidades, o qual se combina com o nitrogênio e com o enxofre. O zircônio pode dissolver-se no sulfeto MnS e diminuir sua plasticidade, porém mais frequentemente substitui o MnS por um sulfeto de zircônio praticamente não deformável. O zircônio não pode ser usado como agente modificador nos aços ligados ao nitrogênio. Neste caso, são utilizadas adições de cério. Entretanto, o zircônio pode ser usado nos aços que contêm nióbio.

(c) Adições de cério, que é um elemento caro e requer uma razão mínima Ce/S de 1,5 para que a modificação do sulfeto seja completa. Sua recuperação pode ser errática.

Enquanto o cério e o zircônio são usados principalmente para controlar a forma dos sulfetos, o cálcio é mais usado para o controle da forma dos óxidos. O principal efeito destas adições é aumentar a ductilidade transversal ou através da espessura para valores mais comparáveis aos obtidos na direção longitudinal.

O efeito na tenacidade

As inclusões não metálicas diminuem sensivelmente o patamar de energia de impacto no ensaio Charpy acima da temperatura de transição, principalmente nas direções transversal ou através da espessura de placas. O controle da forma das inclusões permite quase dobrar o valor do patamar de energia de impacto na direção transversal, e a razão entre os valores de patamar de energia de impacto nas direções longitudinal e transversal então se aproxima da unidade. Há evidências de que estão razão se aproxima mais da unidade quando aumentam as adições de zircônio e cério (terras raras), e as quantidades necessárias para isso são semelhantes àquelas necessárias para proporcionar efeitos ótimos em termos de ductilidade.

O efeito das inclusões na temperatura de transição de impacto não é tão claro. Há relatos de vários efeitos, mas como os carbetos trincados podem iniciar trincas de clivagem e aumentar a temperatura de transição de impacto, há motivos para suspeitar que essas inclusões podem trincar e produzir um resultado semelhante. Evidências experimentais sobre sulfetos permitem supor que tanto na direção longitudinal quanto na direção transversal, um aumento na fração volumétrica do sulfeto MnS inicialmente aumenta a temperatura de transição de impacto e depois leva à sua diminuição para frações volumétricas de MnS mais elevadas. Isso pode ser causado pelo aumento inicial no número de sítios preferenciais para a iniciação de trincas, seguido por um aumento no número de linhas de sulfeto que podem agir como obstáculos à propagação das trincas à medida que a fração volumétrica de MnS aumenta. Este feito é particularmente evidente nos ensaios na direção longitudinal, quando a trinca tem que se propagar através de muitas fibras de inclusões. Ao eliminar essas fibras, o controle de forma de inclusões através de adições de zircônio pode aumentar em cerca de 50 º a temperatura de transição de impacto, porque minimiza essas características de obstáculos à propagação de trincas. Se o teor de zircônio for alto em excesso, formam-se compostos como ZrC e Zr4C2S2, que fragilizam o aço e reduzem o patamar de energia de impacto. Embora seja benéfico para o patamar de energia de impacto quando cuidadosamente controlado, há dúvidas quanto à eficácia do controle de forma de inclusões no que se refere à temperatura de transição de impacto [2].
 
Aços Temperados e Revenidos

A têmpera com resfriamento rápido em aços comuns de baixo carbono e alto manganês pode gerar uma microestrutura com ferrita acicular, que após revenido proporciona propriedades bem atraentes. Entretanto, estas microestruturas não podem ser confundidas com as que resultam da têmpera e do revenido dos aços martensíticos com mais altos teores de carbono. O refino de grão pelas adições usuais ou por laminação controlada, associado ao endurecimento por dispersão podem ser utilizados no caso destes aços de baixo carbono. A têmpera frequentemente evita a precipitação que então pode ser induzida pelo tratamento térmico de revenimento. A têmpera a partir da temperatura de laminação controlada produz a melhor combinação de resistência mecânica e tenacidade. Quanto mais baixa a temperatura de acabamento da laminação, melhores as propriedades devido ao menor tamanho de grão da austenita prévia, que proporciona o surgimento de ferrita acicular com tamanho de grão bem reduzido, e também por causa dos defeitos introduzidos pela deformação, os quais não são eliminados por uma temperatura que não é alta. Esse efeito é particularmente importante no aumento da resistência mecânica quando a etapa final de laminação ocorre a temperaturas nas quais a transformação austenita-ferrita acontece em aços com teores de carbono muito baixos. Entretanto, as propriedades de impacto podem ser prejudicadas.

Os teores de carbono destes aços podem ser consideravelmente reduzidos sem prejudicar a resistência mecânica, porque a ferrita acicular proporciona elevada resistência mecânica, devido ao seu tamanho de grão bastante reduzido e elevada densidade de discordâncias, proporcionando também boa tenacidade ao impacto. Já estão disponíveis no mercado aços com teores de carbono tão baixos quanto 0,04 %, que também apresentam altos teores de manganês para aumentar a capacidade de endurecimento, de modo que a ferrita acicular é produzida mesmo com o resfriamento ao ar após laminação controlada.

A ferrita acicular é diferente da martensita, pois esta endurece principalmente devido ao carbono em solução. A ferrita acicular deve suas boas propriedades a um tamanho de grão de ferrita muito fino e a uma elevada concentração de discordâncias móveis, que proporcionam boa tenacidade e ductilidade. Por outro lado, a resistência mecânica é menor do que a da martensita. Mais precisamente, a ferrita acicular pode ser considerada uma bainita com teor de carbono muito baixo. Além disso, a precipitação de carbetos do tipo NbC durante o revenimento endurece a ferrita acicular de baixo carbono, porém reduz sua tenacidade. A precipitação de carbono da solução na martensita, durante o revenimento, reduz a resistência mecânica, mas geralmente aumenta a tenacidade. Sendo assim, não é adequado comparar a microestrutra e o comportamento desses aços com os dos aços convencionais de baixa liga e de mais alto teor de carbono submetidos à têmpera e ao revenimento.

As propriedades ótimas, em termos de resistência ao escoamento, para este tipo de aço, submetido a laminação controlada, têmpera e revenimento a cerca de 600 ºC, atingem até 850 MPa. Estes aços geralmente contêm nióbio ou vanádio, que não apenas promovem e mantêm os grãos finos de austenita tão necessários para se obter grãos finos de ferrita acicular, mas também proporcionam endurecimento por precipitação durante o revenimento. Assim, necessita-se de temperaturas relativamente altas para levar à precipitação de NbC ou V4C3. Enquanto a resistência ao escoamento é bem mais alta do que a obtida em aços ferrítico-perlíticos com aumento da resistência ao escoamento de 550 para 825 MPa, a temperatura de transição de impacto aumenta de cerca de – 100 ºC para, aproximadamente, a temperatura ambiente. Assim, a resistência mecânica que pode ser atingida nestes aços é limitada pelos requisitos de tenacidade. Nos níveis mais baixos de resistência mecânica, a combinação de propriedades é bem semelhante às dos aços ferrítico-perlíticos de mais alta resistência mecânica.

As principais desvantagens desses aços são econômicas, porque:

(a) necessitam de equipamentos caros para temperar produtos tais como placas;

(b) necessitam de um tratamento de revenimento;

(c) os teores de elementos de liga necessários são geralmente mais altos do que os dos aços ferrítico-perlíticos, de modo a obter a endurecibilidade necessária, particularmente quando o teor de carbono é mais baixo, encarecendo assim o material.

Uma tentativa de superar essas desvantagens econômicas associadas com o tratamento de têmpera consiste em desenvolver composições químicas capazes de gerar ferrita acicular durante o resfriamento ao ar após laminação controlada. Estes aços, contendo cerca de 0,04 % de carbono, necessitam de adições ainda mais significativas de elementos de liga para obter a endurecibilidade necessária no caso de seções mais espessas. Típicos exemplos de composição química são:

(a) 0,04 % C; 1,7 % Mn; 0,25 % Mo; 0,25 % Cu; 0,21 % Ni; 0,06 % Nb;

(b) 0,03 % C ; 2,5 a 3,4 % Mn ; 0,05 a 0,10 % Nb.

A microestrutura e as propriedades destes aços são semelhantes às dos aços bainíticos, porém seus teores de carbono são consideravelmente mais baixos [2].


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Aços e Metais
CFQ (distribuição)
03 a 09/08 10 a 16/08
0,10 0,10
CG (distribuição)
03 a 09/08 10 a 16/08
0,07 0,17
CFF (distribuição)
03 a 09/08 10 a 16/08
- 0,21
Usinas (06/14 a 07/14)
  BF BQ
0,54 0,55
- 0,79
2,47 -
Metais
Al Pb Cu
0,44 0,22 0,19
Sn Ni Zn
- 1,21 0,80
Alumínio (liga)
-
Tarugo de aço
-
Preços do Aço
Preços dos Metais