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AULA Nº 5 1.3.2. Aços de baixo carbono, baixa liga e alta resistência A produtividade como indicador de progresso tem levado os metalurgistas a aperfeiçoarem mais e mais os materiais metálicos, com vista a obterem a máxima resistência com a mínima matéria prima; este aperfeiçoamento, além da economia intrínseca que acarreta, ao permitir a concepção de peças e estruturas mais leves com a mesma garantia de segurança, possibilita uma poupança suplementar de energia no caso da indústria de transportes, ao diminuir a massa dos veículos e portanto a fracção de energia dispendida na respectiva movimentação. O aço de construção de baixo carbono continua incontestavelmente nos nossos dias a ser o material que apresenta uma melhor relação entre a resistência e o custo; a exigência de baixo carbono está relacionada, como já foi referido, com a necessidade de garantir ao material elevada ductilidade e soldabilidade, ou seja, elevada aptidão aos processos de fabrico. São bem conhecidos alguns processos clássicos para aumentar a resistência mecânica do aço de construção de baixo carbono. À cabeça aparece a têmpera, procedimento que consiste no arrefecimento do aço desde o estado austenítico a uma velocidade tal que a reacção eutectóide seja inibida em pelo menos 50 por cento da sua extensão; tal originará a formação de uma solução sólida de ferro sobressaturada em carbono, sendo a malha do solvente deformada pelos átomos de soluto, factor que provoca um considerável aumento de resistência. A solução sólida assim formada (martensite), se bem que muito resistente, é frágil demais para ser usada em engenharia, necessitando de um tratamento posterior de revenido. Para memória recorda-se que a dureza máxima da martensite é dada por HRC = 60x√C+20, sendo HRC o valor da dureza na escala Rockwell C e C o teor em carbono da austenite no fim do estágio de austenitização (o qual não é necessariamente coincidente com o carbono total do aço). Este processo é pouco usado no caso dos aços de baixo carbono porque a exigência de temperabilidade implica que os processos de soldadura aplicados a esse aço originem microestruturas martensíticas, logo frágeis, com tendência a fissurarem; para que a soldadura possa ser executada sem problemas o teor em carbono do aço não deve exceder 0,10 %p e o teor em elementos de liga deve ser baixo, o que garantirá estruturas ferríticas após soldadura; em poucas palavras, a boa aptidão à soldadura é incompatível com a boa aptidão à têmpera. Há pois que recorrer a outros processos que não a têmpera e revenido para se conseguirem aços de construção dúcteis, soldáveis e de alta resistência.

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Vem a propósito o esclarecimento do significado de aços de baixo carbono e alta resistência; é óbvio que em relação a um aço soldável, um aço de construção com 0,60 %p de carbono no mesmo estado microestrutural será de alta resistência. Põe-se pois a questão de definir aço de baixo carbono e alta resistência; uma definição cómoda usada em alguma bibliografia considera um aço como de alta resistência quando ele apresenta, ao ser usado numa determinada aplicação, valores de resistência mais altos que os tipicamente usados na aplicação em causa. Se bem que esta definição possa parecer redundante, ela é extremamente prática. Pode complementar-se com os requisitos normalmente associados a um aço de construção soldável de alta resistência, que são: - alta resistência à tracção (superior a 700 MPa); - alta resistência ao choque (superior a 50 J); - baixa temperatura de transição ductil-frágil; - alta ductlidade; - boa aptidão à soldadura. Serão apenas analisados os procedimentos de aumento de resistência aplicáveis aos aços soldáveis, isto é, com teores em carbono de cerca de 0,1%p. Tendo em conta que aumentar a resistência mecânica de um metal é exigir um maior esforço para a movimentação das respectivas deslocações, a procura dos mecanismos de endurecimento passa pela identificação exaustiva das causas que poderão provocar este efeito. A movimentação das deslocações pode ser dificultada por interacção destas com quaisquer outros defeitos cristalinos, nomeadamente: - interacção entre as deslocações e os defeitos cristalinos pontuais do tipo átomo estranho (endurecimento por solução sólida substitucional ou intersticial, a estudar em 1.3.2.1.); - interacção entre as deslocações e os defeitos cristalinos lineares, as próprias deslocações geradas por deformação a frio (endurecimento por encruamento, assunto que será tratado em Física dos Materiais); - interacção entre as deslocações e os defeitos cristalinos de superfície, nomeadamente o aumento da densidade de fronteiras de grão (endurecimento por afinação do grão, a estudar em 1.3.2.2.); - interacção entre as deslocações e os defeitos cristalinos de volume, em particular os precipitados e soluções sólidas (endurecimento por segunda fase, a estudar em 1.3.2.3.). 1.3.2.1. Endurecimento por solução sólida Este mecanismo é usado há longo tempo para provocar endurecimento nos aços soldáveis (e não só!). Infelizmente, os principais elementos endurecedores da ferrite


têm que ser usados em quantidades moderadas, devido aos efeitos que a seguir se expôem. A tabela I / 5 mostra o aumento da tensão limite de elasticidade de uma ferrite de baixo carbono provocado pela dissolução de 0,1%p de elemento de liga.

Tabela I / 5 - Efeito endurecedor de elementos dissolvidos na ferrite (conforme T. Greday e A. Lutts, CNRM 8, Sept 1966, pág. 5)

ElementoCoeficiente de endurecimento (MPa / 0,1%p)

C, N 559,0 P 67,7 Si 8,4 Ti 8,0 Al 5,9 Cu 3,8 Mn 3,2 Mo 1,1 V 0,3 Ni 0,0 Cr -3,0

O carbono e o azoto são os elementos com mais elevado efeito endurecedor. O efeito do carbono já foi abordado quando se referiu atrás a têmpera, que é o único meio de manter o carbono em solução à temperatura ambiente. As suas limitações no caso em estudo já foram explicitadas. Qualquer estrutura menos afastada da de equilíbrio que a temperada levará à rejeição de carbono pelo solvente (ferro α), com a consequente precipitação de carbonetos; logo o efeito de solução sólida será perdido. O azoto é um elemento nefasto do ponto de vista da fragilidade devido à facilidade com que forma nitretos de ferro; a baixa solubilidade de ambos os elementos citados aliada à sua elevada mobilidade à temperatura ambiente são responsáveis pelo conhecido fenómeno de envelhecimento dos aços macios não calmados. O fósforo, outro elemento fortemente endurecedor da ferrite, é também pouco utilizado por ser susceptível de ser segregado durante a solidificação para as juntas


de grão, formando aí compostos intermetálicos muito duros que fragilizam o aço. Há porém casos práticos em que os teores em fósforo são deliberadamente elevados (até cerca de 0,1%) para aproveitamento do seu efeito endurecedor, como se verá adiante. O silício e manganês são os elementos mais vulgarmente usados para endurecer a ferrite. Há que distinguir que o silício, francamente solúvel na ferrite, é um endurecedor mais poderoso que o manganês; vejam-se as propriedades mecânicas das ferrites dos ferros fundidos cinzentos, mais correctamente designadas por sílico-ferrites, em que o valor de R0,2 vulgarmente excede os 250 MPa, contra os 175 MPa dos aços sem liga correntes. Os valores usados para os teores em Si e Mn são bastante variáveis, tendo geralmente como limite inferior 0,20%. Os teores máximos, se bem que sem limite fixo, podem atingir 1,5%, sendo bastante vulgares teores em Si de 0,2 a 0,4% e em Mn de 0,6 a 1,0%. A literatura fornece meios de cálculo da tensão de rotura de aços recozidos, endurecidos por solução sólida, em função da composição química:

Rm = 270 + 441 x (%C) + 64 x (%Mn) + 98 x (%Si) + 930 x (%P), sendo Rm a tensão de rotura expressa em MPa; as percentagens indicadas para os diferentes elementos são ponderais. Considerando-se como mínimo razoável para o quociente R0,2/Rm o valor de 0,5 resultará para um aço com 0,15C - 0,30Si - 0,60Mn - 0,035P um valor de R0,2 de 218 MPa, que é perfeitamente aceitável. É de notar que estes ganhos são cumulativos com os que se podem obter por outros mecanismos. Não se farão quaisquer referências ao uso de outros elementos de liga para o endurecimento por solução sólida da ferrite devido ao elevado custo desses elementos relativamente aos já citados e ao seu efeito menos pronunciado. O mecanismo de endurecimento por solução sólida justifica-se pela dificuldade criada à movimentação das deslocações pelos campos de tensão existentes à volta dos átomos de soluto. Desconhece-se porém qualquer tratamento quantitativo aplicado aos aços de baixo carbono. A bibliografia apenas apresenta cálculos de regressão matemática de natureza empírica, do tipo do apresentado atrás para a tensão de rotura. 1.3.2.1.1. Endurecimento por aumento do teor em carbono ou fracção de perlite O endurecimento pelo aumento do teor em carbono pode ser considerado como um caso particular do endurecimento por solução sólida ou por segunda fase, dado que o carbono começa por se dissolver na ferrite para baixos teores, formando cementite


terciária quando excede o teor correspondente à linha de solvus do diagrama Fe-C e formando perlite quando excede os 0,0218%p correspondentes ao limite de solubilidade a 723°C. Tal como a obtenção de estruturas temperadas está vedada a aços de baixo carbono e baixa liga, dada a fraca temperabilidade destes materiais, também o aumento da fracção volúmica da perlite tem sérias limitações. De facto, a fracção ponderal máxima de perlite num aço com 0,20 % de carbono (teor elevado para um aço soldável) é dada, de acordo com o respectivo diagrama de equilíbrio, por:

(0,20-0,0218) / (0,77-0,0218) x 102 = 23,8 %. Ora quando se visa a obtenção de um aço de alta resistência, o arrefecimento desde o campo austenítico, após a deformação plástica, nunca é próximo do equilíbrio; o mesmo se pode dizer no caso dos materiais sujeitos ao tratamento térmico de normalização. Deste modo, será razoável admitir que 30% é um valor máximo para a fracção volúmica da perlite, já entrando em linha de conta com as correcções devidas aos diferentes pesos específicos. Assim, aplicando a lei das misturas de constituintes, poderá afirmar-se que a resistência máxima a obter por este procedimento será

Re = 0,70 x Re (ferrite) + 0,30 x R0,2 (perlite), em que Re simboliza a tensão limite de elasticidade do material e R0,2 a tensão limite convencional de proporcionalidade a 0,2%. Se se considerar que o valor de Re de uma ferrite normalizada de um aço sem liga vale cerca de 40% do valor de R0,2 de uma perlite de origem idêntica, este procedimento tem como limite superior para a tensão de cedência do aço o valor de 1,5 x Re (ferrite), isto é, poderão atingir-se valores de cerca de 260 MPa, considerando o valor de base de Re como 175 MPa. Ultrapassar estes valores significa perder em soldabilidade e em resistência ao choque, preço este demasiado elevado para os utilizadores. A alternativa, quando se pretendem valores mais elevados, consiste em recorrer a outros procedimentos. Registem-se alguns dados sobre o efeito do aumento do teor em carbono na soldabilidade. Geralmente a susceptiblidade à fissuração durante a soldadura é controlada pelo “carbono equivalente” (CE) que pode determinar-se pela expressão seguinte:

CE = C + 1/6 Mn + 1/5 (Cr + Mo + V) + 1/15 (Ni + Cu), significando os símbolos químicos o teor ponderal dos diversos elementos; para evitar a fissuração, o CE deve ser o menor possível, o que desde logo implica baixos teores em carbono; a soldabilidade considera-se excelente quando o CE é menor do


que 0,14; exige cuidados especiais quando CE varia entre 0,14 e 0,45; valores de CE superiores a 0,45 correspondem a aços muito difíceis de soldar. 1.3.2.2. Endurecimento por afinação do grão ferrítico Do ponto de vista do utilizador é este o procedimento mais interessante para se conseguir o endurecimento de um aço macio, pois que simultaneamente torna o material mais resistente ao choque. É conhecido que, para uma composição química dada, a diminuição do tamanho de grão ferrítico (tgf) provoca um aumento de Re. Este endurecimento tem um tratamento quantitativo traduzido na equação de Hall-Petch:

Re = Ro + k . d-1/2, onde Re tem o significado atrás atribuído, Ro é a tensão necessária à movimentação das deslocações dentro de cada grão (tensão dita de fricção), k é uma constante e d o tgf; a figura 1 / 5 mostra o efeito do tgf na tensão de cedência inferior de um aço de baixo carbono.

Fig. 1 / 5 - Relação entre a tensão de cedência inferior e o tamanho de grão de aços macios (cf. N. J. Petch, "The cleavage strength of polycrystals", May 1953, Journal of the Iron and Steel Institute, fig. 2, pág. 26).

O tgf é função do tamanho de grão da austenite, da composição química e da velocidade de arrefecimento da austenite durante a sua transformação em ferrite. Assim, a obtenção de um tgf fino poderá conseguir-se à custa de um tamanho de grão austenítico fino, de uma velocidade de arrefecimento no domínio superior elevada e da adição à austenite de elementos de liga gamagéneos (manganês, eventualmente níquel) que desloquem para temperaturas inferiores a transformação da austenite em ferrite. A obtenção de um tamanho de grão austenítico fino pode conseguir-se através de um tratamento térmico de normalização; este porém só é eficaz quando os aços que a ele são sujeitos são de grão controlado, por exemplo calmados ao alumínio, pois a presença deste permite a formação de precipitados de AlN que inibirão a migração das fronteiras de grão austeníticas. Para que os precipitados desempenhem o seu papel no controlo do tamanho de grão, eles deverão simultaneamente existir em quantidade suficiente e com um tamanho abaixo de um valor crítico. A vantagem do AlN provém da sua elevada estabilidade; tal tem como consequência que durante a permanência a temperaturas elevadas ele não terá tendência a dissolver-se, o que significa que manterá a sua fracção volúmica e o tamanho das partículas; compostos menos estáveis entrariam


em coalescência e dissolução, aumentando assim o tamanho das suas partículas e simultaneamente diminuindo a sua fracção volúmica, o que os tornaria ineficazes no controlo do tamanho de grão. Assim se entende que por exemplo a cementite seja completamente incapaz de controlar um crescimento de grão, por mais fina que seja. Já um carboneto de vanádio, estável até cerca de 1000°C para os teores em carbono em estudo, poderá controlar o grão durante um tratamento térmico de normalização; não poderá porém fazê-lo durante um pré-aquecimento para laminagem a uma temperatura de cerca de 1200°C. Outros elementos, para além do Al, são usados para o mesmo efeito, à custa da formação de carbonetos ou carbonitretos nos aços. Os mais vulgares são o vanádio, nióbio e titânio. Foi justamente à custa da introdução destes elementos nos aços que se chegou à detecção de endurecimentos superiores aos previstos pela equação de Hall-Petch. Tal viria a originar o “nascimento” dos aços micro-ligados (endurecidos por precipitação na ferrite). Também a laminagem da austenite pode ser conduzida de modo a permitir um fino tamanho de grão obtido directamente, sem tratamento térmico. O tamanho de grão austenítico depende da temperatura de pré-aquecimento (esta define o grau de dissolução dos precipitados presentes no aço), das condições de laminagem (deformação e temperatura de cada passe e intervalo de tempo entre passes sucessivos) e da temperatura de fim de laminagem. A realização de ensaios de laminagem em laboratório permitiu concluir que a temperatura de fim de laminagem tem uma importância primordial no tgf: o menor tgf é obtido quando a temperatura de fim de laminagem é próxima de Ar3; neste caso, após o último passe de laminagem a austenite deformada recristaliza com um grão fino que não tenderá a crescer pelo facto de o aço estar em arrefecimento; em alternativa, a austenite pode ser mantida num estado encruado após o último passe de laminagem, o que leva a que a recristalização venha a ocorrer durante a transformação da austenite em ferrite, assumindo esta um grão particularmente fino por germinar a partir de uma microestrutura encruada; este atraso da recristalização pode ser provocado pela presença de elementos de liga em solução na austenite, como o nióbio ou o titânio. Pode ainda actuar-se sobre o tgf aumentando a velocidade de arrefecimento após a deformação plástica (ou estágio de austenitização) ou elevando o teor em manganês, de modo a que a reacção austenite / ferrite ocorra a baixa temperatura.


A explicação do endurecimento provocado pela diminuição do tamanho de grão já foi analisada em "Física dos Materiais"; pode resumir-se referindo que quanto menor fôr o tamanho de grão, menor será o número de deslocações empilhadas junto a cada fronteira de grão favoravelmente orientado para a deformação plástica e portanto menor será a tensão gerada pelo empilhamento de deslocações nos grãos vizinhos; assim, aumenta a tensão necessária para activar a deformação nesses grãos, isto é, exige-se a aplicação de tensões mais elevadas para fazer avançar a deformação.


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