chap2_Fragilidade

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Fragilidade, fragilidade a quente 
 
A figura1 apresenta uma curva esquemática de Dutilidade, medida como % de 
redução da área sob estricção, em função de temperatura. Para ser 
representativo da situação observada em LC este teste deveria ser realizado 
sobre a estrutura bruta de fusão, possivelmente com esforços aplicados na 
direção perpendicular aos cristais colunares, à temperatura do processo, com 
taxas de deformação semelhantes. 
 
 
Figura 1: Curva de dutilidade vs temperatura 
 
A taxa de deformação é importante porque, em altas temperaturas, a fluência 
ou “creeping” (deformação seguida de recristalização) pode ser importante. A 
figura 2 mostra de forma esquemática o efeito combinado destes fatores. 
 
 
Figura 2: Dutilidade como função de temperatura e taxa de deformação. 
 
Ainda de acordo com a figura 1, próximo à temperatura teórica de liquidus do 
aço a dutilidade cai bruscamente. Durante a solidificação como se verá em 
seção posterior, solutos como C, P, S, Mn são segregados na frente de 
solidificação, produzindo líquidos de baixo ponto de fusão, que se alojam nos 
espaços interdendríticos. Então, a estrutura falha antes de se atingir a 
temperatura de fusão em função da presença de filmes líquidos. A figura 3 
apresenta uma foto-micrografia obtida por SEM, evidenciando a presença de 
sulfetos na região de falha estrutural. 
 
 
Figura 3: SEM da região de fratura 
 
Alguns argumentam pela ligação da ocorrência de trincas internas com esta 
zona de fragilização. Então, como a região de transição sólido-líquido (próxima 
a esta zona de fragilização) pode ser identificada através de uma aproximação 
empírica: 
{min]][ tkmm S=δ 
seria possível estimar em que posição z, abaixo do menisco se produziu o 
esforço causador da trinca. Deste modo, conferir desalinhamento de rolos ou 
outra causa mecânica. 
 
As outras duas regiões de baixa dutilidade ou “poços de dutilidade” podem 
ocorrer ou não de acordo com a composição do aço. 
 
A poça de dutilidade em temperaturas altas é normalmente creditada à 
precipitação de sulfetos de ferro ao redor dos grãos austeníticos. 
Comparativamente, os sulfetos são mais dúteis que a matriz austenítica de 
maneira que a concentração de tensões provoca o escoamento do material ao 
longo dos contornos de grãos. Eventualmente, podem ser precipitadas fases 
duras (de alta resistência) que se tornam pontos de acumulação de tensão e, 
portanto, de fragilidade, figura 4. 
 
 
Figura 4: Mecanismo de fragilização, 1º poço de dutilidade 
 
Finalmente, a zona de fragilidade em baixas temperaturas ocorre na região de 
equilíbrio bifásico, ferrita αααα + austenita. A ferrita, de maior dutilidade, 
precipita-se como filmes ao redor dos grãos de austenita. Então, o escoamento 
se dá em função da dutilidade comparativamente maior entre os filmes, figura 
5. 
 
 
 
Figura 5: Mecanismo de fragilização, 2º poço de dutilidade. 
 
Este efeito não pode ser superado por ser inerente ao sistema Fe-C. 
Entretanto, filmes de sulfetos (ou seus efeitos) podem ser suprimidos: 
• Produzindo aço de baixo teor enxofre; figura 6. 
• Produzindo aço com razão Mn/S acima de um certo valor crítico, por 
exemplo 30. 
 
 
 
Figura 6: Efeito da razão Mn/S sobre a tensão de ruptura e porcentagem de 
estricção. 
 
Sulfetos de Mn são menos maleáveis do que os sulfetos de ferro. Desta sorte, 
quando o teor de S é baixo e/ou a razão de Mn/S é alta, o poço de dutilidade 
em temperaturas altas pode não ser observado. 
 
A figura 7 sugere o efeito do fósforo; é conhecida a capacidade deste elemento 
de fragilizar o ferro. 
 
Figura 7. Efeito do fósforo sobre a dutilidade. 
 
Então, em princípio, curvas específicas de dutilidade devem ser levantadas 
para cada composição em particular. O que está em questão não é o 
comportamento mecânico do aço em temperatura ambiente, ou próxima dela, 
situação de solicitação em serviço mais comum(exceção feita de aços 
refratários). A curva de dutilidade deve ser levantada para que a temperatura 
superficial nas regiões da máquina de LC onde são aplicados os esforços de 
dobramento e desdobramento não coincida com aquelas dos poços de 
dutilidade. 
 
Nióbio apresenta alta afinidade por nitrogênio e carbono dissolvidos no aço, 
formando carbetos e nitretos, acima de uma certa composição. Em geral o 
nióbio se encontra completamente solubilizado na matriz austenítica nas 
temperaturas de laminação e atua como inibidor do processo de recristalização 
e crescimento de grãos. Aços com micro-adições de nióbio apresentam em 
conseqüência granulação mais fina e resistência mecânica maior, vide figura 8. 
 
 
 
Figura 8: Resistência mecânica de aços em função do tamanho de grão 
 
Esta é a essência dos aços HSLA(High Strength Low Alloy; alta resistência e 
baixa liga). No entanto este aspecto favorável de perfomance a baixas 
temperaturas é contrabalançado pela maior fragilidade a quente. A adição de 
nióbio aumenta o domínio de existência do poço de dutilidade, figura 9, 
exigindo condições diferentes(comparado ao aço carbono) de lingotamento 
contínuo. 
 
“Hot charging” ou carga a quente é uma das opções apontadas para reduzir o 
consumo energético global de siderúrgicas que operam com LC. De acordo 
com esta proposta placas com alta qualidade superficial seriam carregadas 
inicialmente no forno de reaquecimento – apenas para fins de encharque e 
equalização de temperatura, seguindo então para o trem de laminação. Neste 
circuito seriam evitados o resfriamento até a temperatura ambiente, inspeção e 
operações de condicionamento, reaquecimento. Ganhos, portanto, em 
produtividade e energia. A figura 10 mostra o aspecto superficial de uma placa 
fina (~10cm), pós-laminação de desbaste, produzida de acordo com estes 
princípios. A superfície se mostra cheia de trincas, tal qual um fundo seco de 
um lago; portanto, a proposta se mostra inviável do ponto de vista de 
qualidade. Observe que estas dificuldades não são apontadas na rota normal 
de produção. 
 
 
Figura 9: Poço de dutilidade em função do teor de nióbio. . 
 
 
 
 
Figura 10 : Aspecto superficial de placa fina após laminação 
 
Sugere-se então a explicação seguinte: No esquema com “hot charging”, 
durante o resfriamento e encharque, à temperatura de laminação, ~1200oC, 
ocorre a precipitação de AlN nos contornos de grãos da austenita. Este 
precipitados, de baixa dutilidade, atuam como pontos de concentração de 
tensões; então a estrutura falha devido à formação de trincas intercristalinas. 
Na rota normal, ocorre uma série de transformações de fases. Inicialmente, 
durante o resfriamento até temperaturas ambientes, a estrutura austenítica 
transforma-se em estrutura típica de ferrita e perlita. Com o aquecimento 
subseqüente, até a temperatura de encharque, perlita e ferrita são 
retransformadas em austenita. A recristalização, ocorre tal que os precipitados 
de AlN ficam embebidos na matriz de austenita. Deste modo, como um todo, a 
estrutura é dútil. A figura 11 ilustra estas particularidades. 
 
Figura 11 : Transformações de fase e precipitação de AlN 
 
Para solucionar o problema apontado, de fragilidade na região superficial, 
propôs-se adotar, na saída do LC, uma têmpera superficial. O reaquecimento 
posterior, na região superficial, produziria a estrutura austenítica. Portanto, ao 
menos a região superficial estaria sujeita ao ciclo de transformações de fases 
capazes de garantir a dutilidade. 
 
Maiores detalhes podem ser encontrados nas referências seguintes: 
8- Relationship between hot ductility and cracking during the continuous casting 
of steel; S. Yue et al, 13th PTD Conference Proceedings, 1995, 45-52 
9- Quenching for improved direct hot charging quality; A. Carboni et al; 
Steelmaking Conference Proceedings, 1999, 219-223