CENTRO UNIVERSITÁRIO DA FEI
JÚLIA MARANGONI
ESTUDO DA TRANSFORMAÇÃO DE FASE INDUZIDA POR DEFORMAÇÃO EM
AÇO INOXIDÁVEL SUPERDÚPLEX
São Bernardo do Campo
2015
JÚLIA MARANGONI
ESTUDO DA TRANSFORMAÇÃO DE FASE INDUZIDA POR DEFORMAÇÃO EM
AÇO INOXIDÁVEL SUPERDÚPLEX
Dissertação de Mestrado apresentada ao Centro
Universitário da FEI, como parte dos requisitos
necessários para obtenção do título de Mestre em
Engenharia Mecânica com ênfase em Materiais e
Processos, orientada pelo Prof. Dr. Rodrigo
Magnabosco.
São Bernardo do Campo
2015
Marangoni, Júlia
Estudo da transformação de fase induzida por deformação em aço
inoxidável superdúplex / Júlia Marangoni. São Bernardo do Campo,
2015.
140 f. : il.
Dissertação de Mestrado - Centro Universitário da FEI.
Orientador: Prof. Dr. Rodrigo Magnabosco
1. Aço inoxidável superdúplex. 2. Deformação plástica a frio. 3.
Transformação de fases. I. Magnabosco, Rodrigo, orient. II. Título.
CDU 669.14.018.89h
APRESENTAÇÃO DE DISSERTAÇÃO
ATA DA BANCA JULGADORA
Centro Universitário da F E I
PGM-10
Programa de Mestrado de Engenharia Mecânica
Aluno: Júlia Marangoni
Matrícula: 213118-3
Título do Trabalho: Estudo da transformação de fase induzida por deformação em aço inoxidável
superdúplex.
Área de Concentração: Materiais e Processos
ORIGINAL ASSINADA
Orientador: Prof. Dr. Rodrigo Magnabosco
Data da realização da defesa: 19/02/2015
A Banca Julgadora abaixo-assinada atribuiu ao aluno o seguinte:
APROVADO
REPROVADO
São Bernardo do Campo, 19 de Fevereiro de 2015.
MEMBROS DA BANCA JULGADORA
Prof. Dr. Rodrigo Magnabosco
Ass.: ____________________________________________
Prof. Dr. Gustavo Henrique Bolognesi Donato
Ass.: ____________________________________________
Prof.ª Dr.ª Danieli Aparecida Pereira Reis
Ass.: ____________________________________________
VERSÃO FINAL DA DISSERTAÇÃO
Aprovação do Coordenador do Programa de Pós-graduação
ENDOSSO DO ORIENTADOR APÓS A INCLUSÃO DAS
RECOMENDAÇÕES DA BANCA EXAMINADORA
________________________________________
_______________________________________
Prof. Dr. Agenor de Toledo Fleury
A Deus, à minha família e a todos que
participaram direta ou indiretamente.
AGRADECIMENTOS
Inicialmente agradeço a Deus por todas as oportunidades que apareceram na minha vida
e aos meus pais, Madalena e Roberto que viabilizaram a realização destas sempre me apoiando.
A todos meus amigos e familiares, principalmente meus pais, tios, primos, avós e as
amigas Cinthia de Borba Mendes e Mariana Belle Granja Rodrigues pelo apoio dado nos
momentos de cansaço e pela compreensão de minhas ausências.
Ao meu orientador Prof. Dr. Rodrigo Magnabosco pelos aprendizados, importante
parcela no meu desenvolvimento pessoal e profissional, paciência, compreensão, amizade e
apoio.
Ao Professor William Naville pelo suporte nos ensaios de compressão e a amizade.
Aos professores Júlio César Dutra e Gustavo H. B. Donato pela disponibilidade de
participar da banca de qualificação com comentários altamente construtivos que auxiliaram no
desenvolvimento do trabalho.
Aos funcionários do Centro de Desenvolvimento de Materiais Metálicos (CDMat-M),
especialmente Geleci Ribeiro da Silva, Ricardo Alexandre Vieira, Jailson Soares da Gama,
Lucian Cordeiro da Silva, Caio Duarte Bezerra, Marcela P. L. Gomes e Adelaide Bispo de Sá
pela paciência, compreensão, amizade e apoio.
Aos amigos mestrandos João Ricardo Ortega Alves e Juliana Gutierrez Caruso pelo
apoio, cumplicidade e amparo nos momentos difíceis.
A empresa Tupy Fundição S. A. e especialmente ao coordenador das engenharias de
produtos e processos, Anderson José S. Tomaz da Silva, por entender e permitir minhas
ausências no serviço e apoiar o desenvolvimento do mestrado.
E a todos que participaram direta ou indiretamente ao longo do desenvolvimento deste
trabalho.
Seja você quem for, seja qual for a posição
social que você tenha na vida, a mais alta
ou a mais baixa, tenha sempre como meta
muita força, muita determinação e sempre
faça tudo com muito amor e com muita fé
em Deus, que um dia você chega lá. De
alguma maneira você chega lá.
Ayrton Senna
RESUMO
Aços Inoxidáveis Dúplex (AID) possuem uma estrutura de bandas alternadas de ferrita
e austenita. Alguns estudos indicam que a aplicação de deformação plástica a frio em AID leva
à redução da fração de ferrita presente. Tal evidência sugere que nestes aços pode ocorrer uma
transformação da ferrita em austenita induzida por deformação, similar a uma transformação
martensítica reversa induzida por deformação. Para investigar essa observação, é necessário o
estudo da influência da quantidade de deformação plástica na fração de ferrita de um AID, este
trabalho tem como objetivo avaliar esta transformação de fase em um aço inoxidável
superdúplex (UNS S32750 ou SAF 2507) pela medida da fração de volume de ferrita usando
medidas magnéticas, técnicas de caracterização de fases através de difração de raios X (DRX),
microscopias óptica e eletrônica de varredura. O material conforme recebido apresentou apenas
ferrita e austenita, o que foi constatado por DRX e análise microestrutural. A redução da fração
de ferrita foi constatada através das medidas magnéticas sem que ocorresse a formação de novas
fases. Os resultados de quantificação de fases através da DRX não foram conclusivos,
possivelmente por conta da presença inevitável de textura. Não foram observadas diferenças
significativas entre as composições químicas de ferrita e austenita obtidas por EDS e simulações
computacionais realizadas com o auxílio do software Thermo-Calc. Observou-se ainda que
existem indícios de que em baixas deformações ocorre a transformação martensítica induzida
por deformação de austenita em ferrita anterior a transformação martensítica reversa de ferrita
em austenita.
Palavras-chave: Aço inoxidável superdúplex. Deformação plástica a frio. Transformação de
fases. Quantificação de fases.
ABSTRACT
Duplex Stainless Steels (DSS) have a structure of alternated bands of ferrite and
austenite. Some studies indicate that the application of cold plastic deformation in DSS leads
to a reduction of the ferrite fraction. Such evidence suggests that in these steels may occur a
transformation of ferrite into austenite induced by strain, similar to a reverse martensitic strain
induced transformation. This study has as objective the evaluation of this phase transformation
in a superduplex stainless steel (UNS S32750 or SAF 2507) by the measurement of ferrite
volume fraction using magnetic measurements, phase characterization techniques through X
ray diffraction (XRD), optical and scanning electron microscopy, in order to investigate the
influence of the amount of plastic deformation in the ferrite fraction of a DSS. The as received
material presented only ferrite and austenite, as verified by XRD and microstructural analysis.
The reduction in the ferrite fraction was detected by magnetic measurements without the
formation of new phases. The results of the ferrite quantification by XRD were inconclusive,
possibly due to the inevitable presence of texture. No significant differences were observed
between the chemical compositions of ferrite and austenite obtained by EDS and computer
simulations carried out by Thermo-Calc software. It was also observed that there are indications
that at low deformation levels occurs a strain-induced martensitic transformation of austenite
into ferrite prior to the reverse martensitic transformation of ferrite in austenite.
Keywords: Superduplex stainless steel. Cold plastic deformation. Phase transformation. Phase
quantification
LISTA DE EQUAÇÕES
Equação 1 - Equação para determinação do parâmetro PREN................................................ 19
Equação 2 – Equação para determinação do teor de níquel equivalente..................................23
Equação 3 – Equação para determinação do teor de cromo equivalente.................................23
Equação 4 – Equação do potencial termodinâmico para que a transformação martensítica
ocorra........................................................................................................................................28
Equação 5 – Equação para determinação da porcentagem de trabalho a frio...........................35
Equação 6 – Equação para determinação da energia livre........................................................36
Equação 7 – Equação de igualdade entre energia livre e energia interna.................................36
Equação 8 – Equação da hipótese de constância de volume.....................................................37
Equação 9 – Equação para determinação da tensão para um dado escoamento do material....38
Equação 10 – Equação para determinação da tensão para área de um círculo.........................38
Equação 11 – Equação para determinação da tensão para a hipótese da constância de volume
...................................................................................................................................................38
Equação 12 – Equação do tensor das tensões para o estado triplo de tensões..........................39
Equação 13 – Equação para determinação da deformação verdadeira.....................................40
Equação 14 – Equação para determinação da deformação plástica efetiva total......................40
Equação 15 – Equação para quantificação de fases pelo método de Moser et. al....................46
Equação 16 – Equação para determinar o fator de espalhamento do material..........................47
Equação 17 – Equação para determinar o valor do parâmetro de rede.....................................48
Equação 18 – Equação para converter a redução de espessura proveniente da laminação em
deformação plástica efetiva.....................................................................................................119
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 - Número PREN e propriedades mecânicas para os aços inoxidáveis dúplex...........20
Tabela 2 – Composição química (%peso) do aço inoxidável dúplex em estudo fornecida pela
Villares......................................................................................................................................41
Tabela 3 – Dados para quantificação de fases de DRX para a fase austenita...........................47
Tabela 4 – Dados para quantificação de fases de DRX para a fase ferrita...............................47
Tabela 5 – Procedimento utilizado na realização da preparação metalográfica...................... 50
Tabela 6 – Comparação das medidas da fração de ferrita via DRX e ferritoscópio das amostras
sem deformação........................................................................................................................80
Tabela 7 - Resultados da composição química em percentual mássico dos pontos destacados
na Figura 123, referente a amostra sem deformação tratada a 1000°C...................................109
Tabela 8 - Composição química das fases presentes a 1000°C em percentual mássico obtida
pelo Thermo-Calc®................................................................................................................109
Tabela 9 - Resultados da composição química em percentual mássico dos pontos destacados
na Figura 127, referente a amostra tratada a 1100ºC com deformação verdadeira de 0,70....110
Tabela 10 - Composição química das fases presentes a 1100ºC em percentual mássico obtida
pelo Thermo-Calc®................................................................................................................112
Tabela 11 - Resultados da composição química em percentual mássico dos pontos destacados
na Figura 130, referente a amostra tratada a 1200ºC com deformação verdadeira de 0,70....115
Tabela 12 - Resultados da composição química em percentual mássico do ponto 5 destacado
na Figura 130, referente a amostra tratada a 1200ºC com deformação verdadeira de 0,70....114
Tabela 23 - Composição química das fases presentes a 1200ºC em percentual mássico obtida
pelo Thermo-Calc®................................................................................................................116
Tabela 3 - Comparação entre as composições químicas da ferrita determinadas por TC nas
três temperaturas de tratamento..............................................................................................117
Tabela 15 – Comparação entre as composições químicas da austenita nas três temperaturas de
tratamento................................................................................................................................117
Tabela 16 – Comparação da redução total da fração de ferrita em média entre diferentes
estudos.....................................................................................................................................120
Tabela 17 - Resultados da composição química em percentual mássico dos pontos destacados
na Figura 137, referente a amostra tratada a 1000ºC com 0,42 de deformação verdadeira....133
Tabela 18 - Resultados da composição química em percentual mássico dos pontos destacados
na Figura 144, referente a amostra tratada a 1100ºC com 0,42 de deformação verdadeira....135
Tabela 19 - Resultados da composição química em percentual mássico dos pontos destacados
na Figura 144..........................................................................................................................136
LISTA DE FIGURAS
Figura 1: Comparação entre quantificação do volume de ferrita, por meio de técnicas
magnéticas e metalografia quantitativa, na seção longitudinal das amostras de aço inoxidável
dúplex UNS S31803. ................................................................................................................ 15
Figura 2: Evolução dos resultados metalográficos e magnéticos de ferrita em relação à
quantidade de encruamento. ..................................................................................................... 16
Figura 3: Amostra de aço inoxidável SAF 2205 solubilizada a 1250°C por uma hora, e resfriada
em água. Ferrita (preta) e austenita (clara). Ataque: Beraha modificado. ................................ 18
Figura 4: Seção isotérmica a 1300°C do ternário Fe-Cr-Ni. .................................................... 21
Figura 5: Seção isotérmica a 1200°C do ternário Fe-Cr-Ni. .................................................... 22
Figura 6: Seção isotérmica a 1100°C do ternário Fe-Cr-Ni. .................................................... 22
Figura 7: Seção isotérmica a 1000°C do ternário Fe-Cr-Ni. .................................................... 23
Figura 8: A influência do cromo na corrosão atmosférica de um aço baixo carbono após 52
semanas de exposição. .............................................................................................................. 24
Figura 9: Austenita de reequilíbrio (γr) na forma de halos ao redor de grãos de austenita original
(γ) na amostra envelhecida por 1 minuto a 850oC. Ataque: Beraha Modificado. .................... 26
Figura 10: Fração de ferrita das amostras solubilizadas em função do trabalho a frio sofrido.27
Figura 11: Diagrama de energia livre de Gibbs das fases austenita (γ) e martensita (α’) para
concentração de carbono constante. ......................................................................................... 28
Figura 12: Microestrutura do material em estudo no plano de laminação em (a) conforme
recebido e (b) depois de aplicada 85% de redução de espessura.............................................. 30
Figura 13: Diagrama esquemático das mudanças necessárias para transformar empilhamento
CCC para CFC no plano (110)CCC. ........................................................................................... 31
Figura 14: Fração de ferrita, em função da deformação plástica em aço inoxidável SAF 2205.
.................................................................................................................................................. 33
Figura 15: Comparação dos difratogramas raios X em função da deformação plástica aplicada
em aço inoxidável dúplex SAF 2205. ....................................................................................... 34
Figura 16: Diagrama esquemático de energia livre de Gibbs das fases austenita (γ) e ferrita (α)
de um aço dúplex que passaria por transformação martensítica reversa induzida por
deformação. .............................................................................................................................. 35
Figura 17: Diagrama de tensão em função da deformação. ..................................................... 36
Figura 18: Representação esquemática do estado triplo de tensão. .......................................... 39
Figura 19: Ilustração dos eixos de deformação dos corpos de prova. ...................................... 40
Figura 20: Barra cilíndrica composta do aço inoxidável superdúplex UNS S32750. .............. 41
Figura 21: Ilustração esquemática da obtenção dos corpos de prova de compressão, cujas
dimensões estão em milímetros, a partir do disco usinado na serra de corte. .......................... 42
Figura 22: Dimensões em milímetros do corpo de prova de compressão utilizado nos estudos
exploratórios. ............................................................................................................................ 42
Figura 23: (a) Máquina de ensaios Universal MTS. (b) Suportes e garras utilizados para
realização dos ensaios. .............................................................................................................. 44
Figura 24: (a) Ferritoscópio FISCHER modelo MP30 do CDMatM-FEI. (b) Padrões de
calibração. ................................................................................................................................. 45
Figura 25: Regiões de medida com o ferritoscópio. ................................................................. 45
Figura 26: Demonstração da variação de seno em função da variação do ângulo. .................. 49
Figura 27: Exemplo de correção do parâmetro de rede proposto por Nelson e Riley (1944). . 49
Figura 28: Fração de ferrita medida por medidas magnéticas em diferentes regiões do corpo de
prova da amostra sem deformação. .......................................................................................... 53
Figura 29: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
sem deformação. ....................................................................................................................... 54
Figura 30: Amostra sem deformação, seção longitudinal, do corpo de prova de compressão
antes da deformação. A ferrita é a fase escura e a austenita a clara. Ataque: Beraha. ............. 54
Figura 31: Curva de compressão tensão verdadeira em função da deformação verdadeira para
a, ............................................................................................................................................... 55
Figura 32: Curva de compressão tensão verdadeira em função da deformação verdadeira para
a, ............................................................................................................................................... 55
Figura 33: Curva de compressão tensão verdadeira em função da deformação verdadeira para
a, ............................................................................................................................................... 56
Figura 34: Curva de compressão tensão verdadeira em função da deformação verdadeira para
a, ............................................................................................................................................... 56
Figura 35: Curva de compressão tensão verdadeira em função da deformação verdadeira para
a, ............................................................................................................................................... 57
Figura 36: Curva de compressão tensão verdadeira em função da deformação verdadeira para
a, ............................................................................................................................................... 57
Figura 37: Curva de compressão tensão verdadeira em função da deformação verdadeira para
a, ............................................................................................................................................... 58
Figura 38: Curva de compressão tensão verdadeira em função da redução de altura para a
Amostra 8, RA = 0,40. .............................................................................................................. 58
Figura 39: Curva de compressão tensão verdadeira em função da redução de altura para a
Amostra 9, RA = 0,45. .............................................................................................................. 59
Figura 40: Curva de compressão tensão verdadeira em função da redução de altura para a, .. 59
Figura 41: Curva de compressão tensão verdadeira em função da redução de altura para a ... 60
Figura 42: Curva de compressão tensão verdadeira em função da redução de altura para a ... 60
Figura 43: Curva de compressão tensão verdadeira em função da redução de altura para as ε =
0,30 e RA = 0,69, respectivamente........................................................................................... 61
Figura 44: Fração de ferrita da área lateral dos corpos de prova em função da redução de altura
aplicada. .................................................................................................................................... 62
Figura 45: Fração de ferrita da área do topo e da base dos corpos de prova em função da redução
de altura aplicada. ..................................................................................................................... 63
Figura 46: Fração de ferrita da seção transversal dos corpos de prova em função da redução de
altura aplicada. .......................................................................................................................... 63
Figura 47: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
0,05 de deformação verdadeira. ................................................................................................ 65
Figura 48: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
0,10 de deformação verdadeira. ................................................................................................ 65
Figura 49: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
0,15 de deformação verdadeira. ................................................................................................ 66
Figura 50: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
0,20 de deformação verdadeira. ................................................................................................ 66
Figura 51: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
0,25 de deformação verdadeira. ................................................................................................ 67
Figura 52: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
0,30 de deformação verdadeira. ................................................................................................ 67
Figura 53: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
0,69 de deformação verdadeira. ................................................................................................ 68
Figura 54: Comparação dos difratograma de raios X em função da deformação plástica aplicada.
.................................................................................................................................................. 69
Figura 55: Amostra 1, ε = 0,05, plano longitudinal do centro do corpo de prova de compressão.
Ataque: Beraha. ........................................................................................................................ 69
Figura 56: Amostra 2, ε = 0,10, plano longitudinal do centro do corpo de prova de compressão.
Ataque: Beraha. ........................................................................................................................ 70
Figura 57: Amostra 3, ε = 0,15, plano longitudinal do centro do corpo de prova de compressão.
Ataque: Beraha. ........................................................................................................................ 70
Figura 58: Amostra 5, ε = 0,25, plano longitudinal do centro do corpo de prova de compressão.
Ataque: Beraha. ........................................................................................................................ 70
Figura 59: Amostra 7, RA = 0,35, plano longitudinal do centro do corpo de prova de
compressão. Ataque: Beraha. ................................................................................................... 71
Figura 60: Amostra 10, RA = 0,50, plano longitudinal do centro do corpo de prova de
compressão. Ataque: Beraha. ................................................................................................... 71
Figura 61: Amostra 10, 50% deformada, seção longitudinal do corpo de prova de compressão.
(a) com 50x de aumento e (b) com 100x. Ataque: Beraha Modificado. .................................. 72
Figura 62: Fração de ferrita medida por medida magnética em diferentes regiões do corpo de
prova da amostra sem deformação nas três temperaturas de tratamento térmico. ................... 73
Figura 63: Diagrama de equilíbrio do aço superdúplex SAF 2507 pela simulação do software
Thermo-Calc. ............................................................................................................................ 75
Figura 64: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
sem deformação tratada a 1000ºC. ........................................................................................... 76
Figura 65: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
sem deformação tratada a 1100ºC. ........................................................................................... 76
Figura 66: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
sem deformação tratada a 1200ºC. ........................................................................................... 77
Figura 67: Micrografia da região central do corpo de prova sem deformação tratado a 1000ºC.
.................................................................................................................................................. 77
Figura 68: Micrografia da região central do corpo de prova sem deformação tratado a 1100ºC.
.................................................................................................................................................. 78
Figura 69: Micrografia da região central do corpo de prova sem deformação tratado a 1200ºC.
.................................................................................................................................................. 78
Figura 70: Amostra sem deformação cujo tratamento térmico foi realizado a 1000ºC............ 79
Figura 71: Curvas de compressão das três temperaturas de tratamento térmico estudadas, tensão
verdadeira em função da deformação verdadeira para a ε = 0,14. ........................................... 80
Figura 72: Curvas de compressão das três temperaturas de tratamento térmico estudadas, tensão
verdadeira em função da deformação verdadeira para a ε = 0,28. ........................................... 81
Figura 73: Curvas de compressão das três temperaturas de tratamento térmico estudadas, tensão
verdadeira em função da deformação verdadeira para a ε = 0,42. ........................................... 81
Figura 74: Curvas de compressão das três temperaturas de tratamento térmico estudadas, tensão
verdadeira em função da deformação verdadeira para a ε = 0,56. ........................................... 82
Figura 75: Curvas de compressão das três temperaturas de tratamento térmico estudadas, tensão
verdadeira em função da deformação verdadeira para a ε = 0,70. ........................................... 82
Figura 76: Condição dos corpos de prova depois de efetuado o ensaio de compressão em cada
nível de deformação desejado em (a) vista lateral e (b) vista superior. .................................... 83
Figura 77: Fração de ferrita do topo e da base dos corpos de prova em função do aumento de
deformação verdadeira aplicada referente a 1000ºC de tratamento térmico. ........................... 84
Figura 78: Fração de ferrita do topo e da base dos corpos de prova em função do aumento de
deformação verdadeira aplicada referente a 1100ºC de tratamento térmico. ........................... 84
Figura 79: Fração de ferrita do topo e da base dos corpos de prova em função do aumento de
deformação verdadeira aplicada referente a 1200ºC de tratamento térmico. ........................... 85
Figura 80: Fração de ferrita da seção longitudinal dos corpos de prova em função do aumento
de deformação verdadeira aplicada referente a 1000ºC de tratamento térmico. ...................... 85
Figura 81: Fração de ferrita da seção longitudinal dos corpos de prova em função do aumento
de deformação verdadeira aplicada referente a 1100ºC de tratamento térmico. ...................... 86
Figura 82: Fração de ferrita da seção longitudinal dos corpos de prova em função do aumento
de deformação verdadeira aplicada referente a 1200ºC de tratamento térmico. ...................... 86
Figura 83: Comparação entre a quantidade de ferrita no topo e na base do corpo de prova e em
sua seção longitudinal referente ao lote de 1000ºC de temperatura de tratamento térmico. .... 87
Figura 84: Comparação entre a quantidade de ferrita no topo e na base do corpo de prova e em
sua seção longitudinal referente ao lote de 1100ºC de temperatura de tratamento térmico. .... 88
Figura 85: Comparação entre a quantidade de ferrita no topo e na base do corpo de prova e em
sua seção longitudinal referente ao lote de 1000ºC de temperatura de tratamento térmico. .... 88
Figura 86: Fração de ferrita do topo e da base dos corpos de prova em função do aumento de
deformação verdadeira aplicada nas três temperaturas de tratamento térmico em estudo. ...... 89
Figura 87: Fração de ferrita da seção longitudinal dos corpos de prova em função do aumento
de deformação verdadeira aplicada nas três temperaturas de tratamento térmico em estudo. . 89
Figura 88: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
com 0,14 de deformação verdadeira tratada a 1000ºC. ............................................................ 90
Figura 89: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
com 0,28 de deformação verdadeira tratada a 1000ºC. ............................................................ 90
Figura 90: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
com 0,42 de deformação verdadeira tratada a 1000ºC. ............................................................ 91
Figura 91: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
com 0,56 de deformação verdadeira tratada a 1000ºC. ............................................................ 91
Figura 92: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
com 0,70 de deformação verdadeira tratada a 1000ºC. ............................................................ 92
Figura 93: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
com 0,14 de deformação verdadeira tratada a 1100ºC. ............................................................ 92
Figura 94: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
com 0,28 de deformação verdadeira tratada a 1100ºC. ............................................................ 93
Figura 95: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
com 0,42 de deformação verdadeira tratada a 1100ºC. ............................................................ 93
Figura 96: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
com 0,56 de deformação verdadeira tratada a 1100ºC. ............................................................ 94
Figura 97: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
com 0,70 de deformação verdadeira tratada a 1100ºC. ............................................................ 94
Figura 98: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
com 0,14 de deformação verdadeira tratada a 1200ºC. ............................................................ 95
Figura 99: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
com 0,28 de deformação verdadeira tratada a 1200ºC. ............................................................ 95
Figura 100: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra
com 0,42 de deformação verdadeira tratada a 1200ºC. ............................................................ 96
Figura 101: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra
com 0,56 de deformação verdadeira tratada a 1200ºC. ............................................................ 96
Figura 102: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra
com 0,70 de deformação verdadeira tratada a 1200ºC. ............................................................ 97
Figura 103: Comparação dos difratogramas de raios X em função da deformação plástica
aplicada das amostras tratadas a 1000ºC. ................................................................................. 98
Figura 104: Comparação dos difratogramas de raios X em função da deformação plástica
aplicada das amostras tratadas a 1100ºC. ................................................................................. 98
Figura 105: Comparação dos difratograma de raios X em função da deformação plástica
aplicada das amostras tratadas a 1200ºC. ................................................................................. 99
Figura 106: Fração de ferrita medida por DRX em função da deformação plástica aplicada para
as amostras tratadas a 1100ºC................................................................................................. 100
Figura 107: Fração de ferrita medida por DRX em função da deformação plástica aplicada para
as amostras tratadas a 1200ºC................................................................................................. 100
Figura 108: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,14 de deformação
verdadeira tratado a 1000ºC.................................................................................................... 101
Figura 109: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,28 de deformação
verdadeira tratado a 1000ºC.................................................................................................... 101
Figura 110: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,42 de deformação
verdadeira tratado a 1000ºC.................................................................................................... 102
Figura 111: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,56 de deformação
verdadeira tratado a 1000ºC.................................................................................................... 102
Figura 112: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,70 de deformação
verdadeira tratado a 1000ºC.................................................................................................... 102
Figura 113: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,14 de deformação
verdadeira tratado a 1100ºC.................................................................................................... 103
Figura 114: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,28 de deformação
verdadeira tratado a 1100ºC.................................................................................................... 103
Figura 115: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,42 de deformação
verdadeira tratado a 1100ºC.................................................................................................... 103
Figura 116: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,56 de deformação
verdadeira tratado a 1100ºC.................................................................................................... 104
Figura 117: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,70 de deformação
verdadeira tratado a 1100ºC.................................................................................................... 104
Figura 118: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,14 de deformação
verdadeira tratado a 1200ºC.................................................................................................... 104
Figura 119: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,28 de deformação
verdadeira tratado a 1200ºC.................................................................................................... 105
Figura 120: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,42 de deformação
verdadeira tratado a 1200ºC.................................................................................................... 105
Figura 121: Micrografias do corpo de prova com 0,56 de deformação verdadeira tratado a
1200ºC sendo as regiões (a) o topo, (b) o centro e (c) a base do corpo de prova. .................. 105
Figura 122: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,70 de deformação
verdadeira tratado a 1200ºC.................................................................................................... 106
Figura 123: Micrografia da amostra sem deformação tratada a 1000ºC indicando os pontos de
determinação da composição química. ................................................................................... 107
Figura 124: Espectro de EDS para o ponto 1 indicado na Figura 123. .................................. 107
Figura 125: Espectro de EDS para o ponto 2 indicado na Figura 123. .................................. 108
Figura 126: Espectro de EDS para o ponto 3 indicado na Figura 123. .................................. 108
Figura 127: Micrografia da amostra com 0,70 de deformação verdadeira tratada a 1100ºC
indicando os pontos de determinação da composição química. ............................................. 110
Figura 128: Espectro de EDS para o ponto 1 indicado na Figura 127. .................................. 110
Figura 129: Espectro de EDS para o ponto 2 indicado na Figura 127. .................................. 111
Figura 130: Micrografia da amostra com 0,70 de deformação verdadeira tratada a 1200ºC
indicando os pontos de determinação da composição química. ............................................. 112
Figura 131: Espectro de EDS para o ponto 1 indicado na Figura 130. .................................. 113
Figura 132: Espectro de EDS para o ponto 2 indicado na Figura 130. .................................. 113
Figura 133: Espectro de EDS para o ponto 3 indicado na Figura 130. .................................. 114
Figura 134: Espectro de EDS para o ponto 4 indicado na Figura 130. .................................. 114
Figura 135: Espectro de EDS para o ponto 5 indicado na Figura 130. .................................. 115
Figura 136: Comparação da queda da fração de ferrita dos resultados deste trabalho com os
demais apresentados na revisão bibliográfica. ....................................................................... 120
Figura 137: Micrografia da amostra com 0,42 de deformação verdadeira tratada a 1000ºC
indicando os pontos de determinação da composição química. ............................................. 129
Figura 138: Espectro de EDS para o ponto 1 indicado na Figura 137. .................................. 130
Figura 139: Espectro de EDS para o ponto 2 indicado na Figura 137. .................................. 130
Figura 140: Espectro de EDS para o ponto 3 indicado na Figura 137. .................................. 131
Figura 141: Espectro de EDS para o ponto 4 indicado na Figura 137. .................................. 131
Figura 142: Espectro de EDS para o ponto 5 indicado na Figura 137. .................................. 132
Figura 143: Espectro de EDS para o ponto 6 indicado na Figura 137. .................................. 132
Figura 144: Micrografia da amostra com 0,42 de deformação verdadeira tratada a 1100ºC
indicando os pontos de determinação da composição química. ............................................. 133
Figura 145: Espectro de EDS para o ponto 1 indicado na Figura 144. .................................. 134
Figura 146: Espectro de EDS para o ponto 2 indicado na Figura 144. .................................. 134
Figura 147: Espectro de EDS para o ponto 3 indicado na Figura 144. .................................. 135
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
AID – Aços Inoxidáveis Dúplex
CCC – Cúbico de Corpo Centrado
CFC – Cúbico de Face Centrada
DRX – Difração de Raios X
DSC – Differential Scanning Calorimetry (Calorimetria Exploratória Diferencial)
EDS – Energy Dispersive System (Sistema de Energia Dispersiva)
FWHM – Full Width at Half Maximum
MEV – Microscopia Eletrônica de Varredura
PREN – Pitting Resistance Equivalent Number
RA – Redução de Altura
RE – Redução de Espessura
LISTA DE SÍMBOLOS
α – fase ferrita
γ – fase austenita
γr – austenita de reequilíbrio
σ – tensão para um dado escoamento do material (no contexto de comportamento
mecânico, ou fase sigma (no contexto de fases presentes no material)
ε – deformação verdadeira
τ – tensão cisalhante
θ - ângulo de difração
A - área da seção transversal do corpo de prova
A0 - área original da seção transversal do corpo de prova
Ad - área após a deformação do corpo de prova
d - distância interplanar
D – diâmetro final
D0 – diâmetro inicial
dG - variação de energia livre
dS - variação de entropia
dU - energia interna
dV – variação de volume
e-2M - fator de temperatura Debye-Waller
F - força aplicada no corpo de prova
F - fator da estrutura
FC - força compressiva
G - energia livre de Gibbs
h – altura final
h0 – altura inicial
hkl - índices de Miller do plano cristalográfico de reflexão
I - intensidade do pico integrada
L/D – relação entre o comprimento e o diâmetro do corpo de prova de compressão
Md - temperatura-limite de transformação martensítica
Ms - temperatura de início da transformação martensítica
n - número de picos da fase
P – pressão
p - fator de multiplicidade
R - fator de espalhamento do material
T0 - temperatura em que as duas fases estão em equilíbrio
T - temperatura
TF – trabalho a frio
U’ - força motriz mecânica
Vi - fração volumétrica da fase i
V - volume da célula unitária
W - trabalho de deformação
SUMÁRIO
1
INTRODUÇÃO E OBJETIVOS ............................................................................... 14
2
REVISÃO DA LITERATURA .................................................................................. 17
2.1
Aços inoxidáveis dúplex ............................................................................................... 18
2.2
Transformação martensítica induzida por deformação ................................................. 27
2.3.1 Termodinâmica da transformação martensítica induzida por deformação ................... 30
2.3
Energia de deformação plástica .................................................................................... 34
2.4
Ensaio de compressão ................................................................................................... 37
3
METODOLOGIA EXPERIMENTAL ..................................................................... 41
3.1
Confecção dos corpos de prova .................................................................................... 41
3.2
Ensaio de compressão ................................................................................................... 43
3.3
Medições magnéticas .................................................................................................... 44
3.4
Difração de raios X ....................................................................................................... 46
3.5
Análise metalográfica ................................................................................................... 50
4
RESULTADOS E DISCUSSÃO ................................................................................ 52
4.1
Estudo exploratório ....................................................................................................... 52
4.2
Efeito da deformação e da temperatura de tratamento inicial ...................................... 73
5
POSSÍVEIS TRANSFORMAÇÕES DE FASES ................................................... 117
6
CONCLUSÕES ......................................................................................................... 121
7
SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS .................................................. 123
REFERÊNCIAS ................................................................................................................... 124
APÊNDICE A – ANÁLISES MICROESTRUTURAIS E EDS ....................................... 129
ANEXO A – CARTÃO-REFERÊNCIA DO ICDD PARA AUSTENITA ...................... 137
ANEXO B – CARTÃO-REFERÊNCIA DO ICDD PARA FERRITA ............................ 138
ANEXO C – CARTÃO-REFERÊNCIA DO ICDD PARA SIGMA ................................ 139
14
1 INTRODUÇÃO E OBJETIVOS
Com base em recentes estudos deste grupo de pesquisa (MAGNABOSCO; AVILA;
RABECHINI, 2011; MAGNABOSCO, R., TAVARES, D., FORGAS. A., MOURA, C., 2011;
MAGNABOSCO; SPOMBERG, 2011; MARANGONI, 2012) nota-se que existe a evidência
de que a aplicação de deformação plástica a frio em aço inoxidável dúplex leva à redução da
fração de ferrita presente, o que sugere que nestes aços pode ocorrer uma transformação da
ferrita em austenita induzida por deformação, similar a uma transformação martensítica reversa
induzida por deformação. Sendo assim, o presente estudo tem por objetivo avaliar esta
transformação de fase em um aço inoxidável dúplex (UNS S32750 ou SAF 2507). A
quantificação da fase ferrítica foi feita através de medidas magnéticas, difração de raios X e
análise metalográfica.
Tanto nos estudos de Magnabosco e Spomberg (2011) quanto Magnabosco et al.. (2011)
foram observadas intensas disparidades entre diferentes técnicas de quantificação de fases
(magnética, difração de raios X e metalografia quantitativa), além de não apresentarem
concordância aos resultados e simulação de equilíbrio no software ThermoCalc (TC). Apesar
destas disparidades, tanto as medidas magnéticas quanto a metalografia quantitativa
apresentaram clara tendência de redução da fase ferrítica em função do aumento da deformação
imposta. Magnabosco et al.. (2011) notaram também que as diferenças de quantificação de
ferrita entre seções paralelas, longitudinais ou transversais não são observadas com a mesma
intensidade nas medições magnéticas realizadas com ferritoscópio. Entretanto, o
comportamento de redução da fração de ferrita em função do aumento de deformação plástica
aplicada foi confirmado. A Figura 1 apresenta uma comparação entre as medições de fração
volumétrica de ferrita, com uso de medidas magnéticas e metalografia quantitativa, na secção
longitudinal de amostras laminadas a frio de aço inoxidável dúplex UNS S31803. Tratam-se de
duas técnicas de quantificação que, apesar dos princípios serem totalmente distintos, mostram
a redução da fração de ferrita com o aumento da redução de espessura. A medida magnética
quantifica a fração de fase magnética presente no material através do campo magnético gerado
entre a ponta de prova e a amostra analisada, sendo assim, a presença de textura pode influenciar
nos resultados da técnica. Já no caso da metalografia quantitativa são necessários preparação
metalográfica, ataque para revelar a microestrutura e calibração do software de quantificação
de fases para que os resultados sejam confiáveis, e também está sujeita à influência da textura.
15
65
ferrita [% volumétrica]
longitudinal - ferritoscópio
longitudinal - metalografia
55
45
35
25
-10
0
10
20
30
40
50
60
redução de espessura [%]
Figura 1: Comparação entre quantificação do volume de ferrita, por meio de técnicas magnéticas e metalografia
quantitativa, na seção longitudinal das amostras de aço inoxidável dúplex UNS S31803.
Fonte:Magnabosco et al.., 2011.
Pandi e Yue (1994) também observaram um fenômeno semelhante no qual a
recristalização dinâmica é acompanhada por uma diminuição na fração volumétrica de ferrita
durante a deformação intercrítica em um aço baixo carbono. Segundo os autores, o calor gerado
pela deformação é responsável pela queda observada na fração da fase ferrítica.
Já no estudo de Luo et al.. (2004), também com aços ao carbono e manganês, medidas
dilatométricas das amostras não deformadas mostraram que a transformação termodinâmica
induzida isotermicamente observada deve ser de austenita para ferrita. Portanto, a
transformação de ferrita para austenita após deformação é possivelmente induzida pela energia
de deformação introduzida. O modelo utilizado pelos autores se baseia no fato de que o aço
deformado na zona intercrítica possui uma distribuição de tensão ao longo das duas fases. Os
cálculos executados na modelagem sugerem que houve uma variação de energia armazenada
em ambas as fases, resultante da cinética de recuperação distinta nas mesmas e, este é o possível
motivo da ocorrência desta transformação.
No entanto, foram encontrados até o momento apenas dois estudos externos a este grupo
de pesquisa (SOUTHWICK; HONEYCOMBE, 1980; FANICA et al.., 2011) que indicam a
ocorrência desta transformação de ferrita em austenita induzida por deformação em aços
inoxidáveis dúplex. Segundo os autores Southwick e Honeycombe (1980), a decomposição da
ferrita ocorre por dois mecanismos: nucleação e crescimento a elevadas temperaturas (650 –
1200oC) e por um processo martensítico a baixas temperaturas (300 – 650oC). Entretanto, estas
observações foram feitas a temperaturas acima da ambiente. Fanica et al.. (2011) notaram a
16
influência do trabalho a frio sobre valores de fração de ferrita obtidos pela estimativa da fração
volumétrica de ferrita pela contagem de pontos de uma grade padrão, conforme a norma ASTM
E562 (2011)e através do ferritoscópio (Figura 2), sendo notável a redução da fração de ferrita
em função do aumento de trabalho mecânico a frio aplicado nas análises do ferritoscópio, sem
a formação de fases intermetálicas, justificando estudo mais detalhado como o proposto no
presente trabalho. Esta aparente diferença entre os dados obtidos através de medidas magnéticas
e estereologia quantitativa pode ser fruto do efeito de textura, visto que este provocará
magnetização não uniforme na amostra em análise, como já observado no trabalho de
Magnabosco et al. (2011). Contudo, é válido ressaltar que os autores não apresentaram o desvio
padrão de cada medida, desta forma, é possível que os valores sejam iguais. Outra observação
é que a aparente redução da fração de ferrita em função do aumento de deformação plástica
poderia na verdade ser confundida com oscilação dos valores, o que poderia ser resultado de
aplicação de deformação não uniforme nas amostras e que os resultados da metalografia
quantitativa provavelmente seria constante caso existissem os valores de desvio padrão. Apesar
destas contestações, trabalhos do grupo de pesquisa amplamente disponíveis e que serão
discutidos na revisão bibliográfica, indicam que existe uma queda da fração de ferrita com o
aumento de conformação plástica a frio utilizando diversas metodologias de quantificação de
fases. Logo, o presente trabalho será conduzido com o objetivo de estudar esta transformação
de fase e quantificar a fração de fase ferrítica em função da deformação plástica aplicada.
Grade Padrão (ASTM E562)
Ferrita (%)
Ferritoscópio
Encruamento (%)
Figura 2: Evolução dos resultados metalográficos e magnéticos de ferrita em relação à quantidade de
encruamento.
Fonte: Autor “adaptado de” Fanica et al.. 2011.
17
2 REVISÃO DA LITERATURA
Aços inoxidáveis possuem grande importância tecnológica e econômica em relação a
outros materiais, e são utilizados na construção de equipamentos que precisam de elevada
resistência à corrosão. Estes equipamentos são encontrados principalmente nas indústrias
química, de petróleo, de processamento e de energia (SEDRIKS, 1996).
Estes aços são ligas que apresentam teores mínimos de cromo livre na matriz de
aproximadamente 11% em massa. Este elemento de liga é responsável pela formação de uma
película superficial aderente, não porosa e auto-regenerativa, chamada película passiva, a qual
confere aos aços inoxidáveis alta resistência à corrosão, em diversos meios corrosivos
(SEDRIKS, 1996).
Em alguns aços inoxidáveis, a quantidade de cromo pode atingir 30% e vários outros
elementos de liga são adicionados a fim de conferir propriedades específicas ou facilitar a
fabricação destes aços. Alguns destes elementos de liga são: níquel, nitrogênio e molibdênio
que conferem resistência à corrosão; carbono, molibdênio, nitrogênio, titânio, alumínio e cobre
que proporcionam resistência mecânica; enxofre e selênio estão relacionados à usinabilidade; e
o níquel é adicionado para promoção da plasticidade e tenacidade (SEDRIKS, 1996). A adição
de altos teores de elementos de liga pode causar a estabilização da ferrita ou austenita, sendo o
cromo, silício e molibdênio, estabilizadores da fase ferrita, a qual possui estrutura cristalina
cúbica de corpo centrado (CCC). Já o níquel, manganês, cobre, carbono e nitrogênio estabilizam
a fase austenita, de estrutura cristalina cúbica de face centrada (CFC) (SOLOMON; DEVINE,
1982).
Com relação à estrutura metalúrgica, os aços inoxidáveis podem ser divididos em três
grupos principais de interesse neste trabalho: austeníticos, ferríticos e dúplex (SEDRIKS,
1996).
Os aços inoxidáveis austeníticos apresentam a fase austenita estável inclusive em
temperaturas inferiores à ambiente, e para tal, apresentam altos teores de elementos de liga
estabilizadores da austenita – ou alto níquel equivalente, segundo a formulação de Schaeffler.
Devido à presença do alto teor de níquel, apresentam custo elevado, não são magnéticos, têm
alta ductilidade e tenacidade, além da boa soldabilidade, entretanto, são susceptíveis à corrosão
sob tensão (ECKENROD; PINNOW, 1984; SOLOMON; DEVINE, 1982).
Aços inoxidáveis ferríticos têm a ferrita como fase predominante, consequentemente,
apresentam altos teores de elementos estabilizadores da ferrita (ou alto cromo equivalente). São
18
magnéticos, apresentam temperatura de transição de fratura dúctil-frágil, e menores ductilidade
e tenacidade quando comparados com os austeníticos, contudo são imunes à corrosão sob
tensão. Como não possuem o níquel como elemento de liga e apresentam menor teor de cromo
nas classes mais usuais, costumam proporcionar menor custo (POTGIETER; CORTIE, 1991).
2.1
Aços inoxidáveis dúplex
Os Aços Inoxidáveis Dúplex (AID) apresentam uma estrutura de bandas alternadas de
ferrita e austenita (Figura 3), levando à união das melhores propriedades dos aços inoxidáveis
austeníticos e ferríticos, o que é causado pela estrutura típica destes aços, a qual é composta por
frações volumétricas aproximadamente iguais de ferrita e austenita – 40 a 45% de ferrita e 55
a 60% de austenita – obtida através do correto balanço entre os elementos e pelo tratamento
térmico de solubilização entre 1000°C e 1200°C e resfriamento brusco (NILSSON, 1992;
SEDRIKS, 1996; MAGNABOSCO; SANTOS; MELO, 2009).
α
γ
Figura 3: Amostra de aço inoxidável SAF 2205 solubilizada a 1250°C por uma hora, e resfriada em água. Ferrita
(preta) e austenita (clara). Ataque: Beraha modificado.
Fonte: MAGNABOSCO, R., SANTOS, D., MELO, E.; 2009.
Em relação aos aços inoxidáveis austeníticos, os dúplex apresentam vantagens
relevantes, principalmente a interessante combinação da grande resistência à corrosão
simultânea à alta resistência mecânica, sendo a segunda consequência da estrutura de grãos
19
refinados presente neste tipo de aço. Outro fator proeminente consiste na composição do aço
inoxidável dúplex, que apresenta menor teor de níquel do que os austeníticos, o que o torna
economicamente mais atraente (NILSSON, 1992).
As primeiras análises e descrições da microestrutura dúplex surgiram em 1927, e a partir
de 1930 iniciou-se o desenvolvimento deste aço nos Estados Unidos e na Europa. Todavia, este
material passou a ser comercialmente disponível apenas na década de 70, quando foi possível
a obtenção de um material mais refinado, e desde então sua utilização cresceu rapidamente nas
indústrias. O uso deste aço com maior intensidade, contudo, só aconteceu a partir da década de
1990 (NILSSON, 1992).
Os aços inoxidáveis dúplex são feitos pelo processo AOD – Argon-Oxygen
Descarburization – descarburização por sopro combinado de oxigênio e argônio. Nesta técnica
o teor de carbono é extremamente reduzido pelo sopro da mistura gasosa de argônio e oxigênio,
fazendo com que estes aços sejam praticamente imunes à sensitização causada pela formação
de carbonetos de cromo. Uma das vantagens deste procedimento é que o baixo teor de carbono
pode ser obtido a partir de cargas com alto carbono com perdas mínimas e sem oxidação do
cromo. Outro elemento que pode ser significativamente reduzido por este processo é o enxofre,
reduzindo deste modo a presença de inclusões no aço, entre outras características positivas. Este
tipo de aço é frequentemente utilizado em aplicações nas quais a atmosfera corrosiva é de
intensa agressividade, como na indústria de óleo e gás, em plataformas petrolíferas, na indústria
de papel e celulose, em aplicações offshore e em tanques para transporte marítimo de produtos
químicos (SEDRIKS, 1996; ECKENROD e PINNOW, 1984).
Estes aços são comumente classificados em quatro grupos distintos em função do PREN
(Pitting Resistance Equivalent Number), que é o número equivalente de resistência à corrosão
por pite. Segundo Nilsson (1992), este número é diretamente relacionado à composição química
do material, sendo os elementos químicos que o controlam cromo, molibdênio e nitrogênio,
sendo assim, tem-se a Equação 1:
PREN = %Cr + 3,3∙(%Mo) + 16∙(%N)
As quatro classificações em função do PREN são:
a) Lean duplex;
b) Dúplex ou “Standard duplex”;
c) Superdúplex;
d) Hiperdúplex.
(1)
20
As características destas quatro categorias estão exemplificadas na Tabela 1.
Tabela 1 - Número PREN e propriedades mecânicas para os aços inoxidáveis dúplex.
Categoria do
aço inoxidável
2304 Lean
Dúplex
2205 Dúplex
(Standardduplex)
2507
Superdúplex
3207
Hiperdúplex
PREN
Limite de
escoamento
(MPa)
Limite de
resistência
(MPa)
Alongamento
(%)min
Dureza
(HRC)
< 30
400
600
25
32
30 < PREN < 40
450
620
25
31
40 < PREN < 50
550
750
25
32
> 50
770
950
25
36
Fonte: Autor “adaptado de” RABECHINI, 2014.
2.1.1 Metalurgia física
A composição básica dos aços inoxidáveis dúplex consiste em ferro, cromo e níquel e é
possível estudar a metalurgia física destes aços através de análises do sistema ternário Fe-CrNi (RAYNOR e RIVLIN, 1988).
O ternário Fe-Cr-Ni apresenta basicamente quatro fases sólidas. Destas, três são
soluções sólidas: austenita (γ), de estrutura cristalina cúbica de face centrada; ferrita (α), cúbica
de corpo centrado e α’, também cúbica de corpo centrado, porém rica em cromo. A quarta fase
sólida é uma fase intermetálica denominada sigma (σ), de estrutura tetragonal, extremamente
dura, frágil e não magnética (RAYNOR e RIVLIN, 1988).
Usualmente, para ligas ferrosas, denomina-se por δ todo sólido de estrutura cúbica de
corpo centrado formado na solidificação; no entanto, diversas referências que tratam sobre o
ternário Fe-Cr-Ni (PUGH e NISBET, 1950; SOLOMON e DEVINE, 1982; RAYNOR e
RIVLIN, 1988) convencionaram a utilização de α para qualquer ferrita formada por reações
dependentes de difusão, fazendo distinção apenas à martensita, cuja formação independe da
difusão. Deste modo, evita-se confusão referente às diferentes nomenclaturas, tornando fácil a
interpretação do ternário citado, como pode ser constatado na Figura 4, que apresenta a seção
isotérmica a 1300°C do ternário Fe-Cr-Ni.
21
Figura 4: Seção isotérmica a 1300°C do ternário Fe-Cr-Ni.
Fonte: Autor “adaptado de” RAYNOR e RIVLIN, 1988.
É possível observar que no ternário apresentado na Figura 4 existe um campo onde há a
presença de ferrita e austenita simultaneamente; sendo assim, a formação da estrutura dúplex
ferrita-austenita pode ser obtida pela correta escolha da composição e da realização de
tratamento de solubilização seguido de resfriamento rápido. O mesmo raciocínio pode ser
efetuado para os demais diagramas de equilíbrio das secções isotérmicas a 1200 oC, 1100 oC e
1000 oC – Figuras 5 a 7, respectivamente. Pode-se perceber que o campo de equilíbrio entre as
duas fases aumenta com a redução de temperatura (POTGIETER et al.., 1991).
22
Figura 5: Seção isotérmica a 1200°C do ternário Fe-Cr-Ni.
Fonte: Autor “adaptado de” RAYNOR e RIVLIN, 1988.
Figura 6: Seção isotérmica a 1100°C do ternário Fe-Cr-Ni.
Fonte: Autor “adaptado de” RAYNOR e RIVLIN, 1988.
23
Figura 7: Seção isotérmica a 1000°C do ternário Fe-Cr-Ni.
Fonte: Autor “adaptado de” RAYNOR e RIVLIN, 1988.
A composição básica dos aços inoxidáveis dúplex consiste em ferro, cromo e níquel,
além dos elementos que se assemelham aos dois últimos na estabilização das fases ferrita e
austenita, gerando o conceito de cromo e níquel equivalentes (SOLOMON e DEVINE, 1982).
Esses equivalentes de níquel (estabilizador de austenita) e cromo (estabilizador da ferrita),
podem ser calculados, em uma base percentual de massa, a partir, por exemplo, das equações
(2) e (3) (SEDRIKS, 1996):
% Ni equivalente = %Ni+% Co +30(%C)+ 25(%N)+ 0,5(%Mn)+ 0,3(%Cu)
(2)
% Cr equivalente = %Cr+2(%Si)+ 1,5(%Mo)+ 5(%V)+ 5,5(%Al)+ 1,75(%Nb)+
1,5(%Ti)+ 0,75(%W)
(3)
Os elementos de liga têm extrema importância na formação da microestrutura dúplex,
visto que além de possuírem o papel de otimizar as propriedades mecânicas e a resistência à
corrosão do material, têm simultaneamente a competência de agir como estabilizadores de uma
das fases da microestrutura. Estão relacionados a seguir os principais elementos de liga
utilizados e os seus respectivos efeitos (POTGIETER et al.., 1991; SEDRIKS, 1996):
24
a) Cromo: sua principal função está relacionada à resistência à corrosão do material.
O cromo livre em solução sólida na matriz possibilita a formação da película passiva, que
protege o material contra agentes corrosivos, como mostra a Figura 8. No entanto, existe um
limite máximo de cromo que pode ser adicionado, pois o cromo estabiliza a ferrita e aumenta a
temperatura de transição dúctil-frágil, que pode reduzir a ductilidade e tenacidade do material
Perda de massa [g/cm²]
(POTGIETER et al.., 1991; SEDRIKS, 1996).
0,10
0,09
0,08
0,07
0,06
0,05
0,04
0,03
0,02
0,01
0,00
0
2
4
6
8
10
12
14
16
18
Cromo [%]
Figura 8: A influência do cromo na corrosão atmosférica de um aço baixo carbono após 52 semanas de
exposição.
Fonte: Autor “adaptado de” SEDRIKS, 1996.
b) Molibdênio: provoca o aumento da resistência à corrosão por pite e em fresta. O
limite máximo usual é de 4% em massa, pois este elemento facilita a formação de fase sigma,
deletéria a resistência a corrosão e a tenacidade do aço.
c) Níquel: é estabilizador da fase austenítica e, assim, proporciona boa combinação de
resistência e ductilidade.
d) Carbono: causa endurecimento e aumento da resistência mecânica da liga. Porém,
tem um limite máximo de 0,03% mássico, já que em excesso causa perdas na trabalhabilidade
e na resistência à corrosão (POTGIETER et al.., 1991; SEDRIKS, 1996).
e) Titânio e Nióbio: apresentam importante função na manutenção da inoxidabilidade.
Evitam a combinação do carbono com o cromo, impedindo possíveis perdas de resistência à
corrosão devido à sensitização.
25
f)
Nitrogênio: aumenta a resistência mecânica da liga a temperatura ambiente, diminui
os riscos de precipitação de carbonetos e surgimento de fases intermetálicas no interior da fase
austenítica, e aumenta a resistência à corrosão. Pode substituir o níquel na função de estabilizar
a austenita.
g) Manganês: provoca aumento da solubilidade do nitrogênio na liga. Portanto é
empregado em combinação com o mesmo para que se possa diminuir a quantidade de níquel
adicionado à liga.
h) Silício: aumenta a resistência à corrosão sob tensão. Contudo, quando adicionado
em porções superiores a 1% em massa aumenta a formação da fase sigma, que pode causar a
perda de outras propriedades além da própria resistência à corrosão (POTGIETER et al.., 1991;
SEDRIKS, 1996).
2.1.1.1 Austenita de reequilíbrio
Alguns trabalhos (MELO; MAGNABOSCO, 2010; SANTOS; MAGNABOSCO, 2010)
relataram a ocorrência do reequilíbrio entre ferrita e austenita durante envelhecimento
isotérmico do aço UNS S31803. Nestes estudos, supõe-se que na temperatura de solubilização
a fração de austenita é menor em relação à fração de equilíbrio na temperatura de
envelhecimento, e no início deste tratamento foi verificado um aumento na fração de austenita
em conjunto a uma redução da fração de ferrita, indicando a formação de austenita a partir da
ferrita, que pode ser denominada austenita de reequilíbrio. Essa austenita de reequilíbrio
acontece devido à busca de um reequilíbrio entre as frações volumétricas das fases presentes
no aço. A fração volumétrica de austenita neste trecho seria a somatória entre as frações de
austenita original e de reequilíbrio.
Segundo Santos e Magnabosco (2010), este reequilíbrio também pode ser percebido
através da análise de micrografias. É possível notar a formação de halos de austenita de
equilíbrio (γr) ao redor dos grãos de austenita original, provavelmente devido a diferenças de
composição química (Figura 9).
26
Figura 9: Austenita de reequilíbrio (γr) na forma de halos ao redor de grãos de austenita original (γ) na amostra
envelhecida por 1 minuto a 850oC. Ataque: Beraha Modificado.
Fonte: SANTOS; MAGNABOSCO, 2010.
Com base em outro estudo (MAGNABOSCO; AVILA; RABECHINI, 2011) foi
possível observar que a fração de ferrita das amostras diminui com o aumento do grau de
encruamento (Figura 10). Esta observação sugere que pode ocorrer a formação de austenita de
reequilíbrio, já relatada em outros trabalhos nos instantes iniciais de envelhecimento (MELO;
MAGNABOSCO, 2010; SANTOS; MAGNABOSCO, 2010), mas que nesta condição
aconteceria como a transformação de ferrita em austenita induzida por deformação.
27
Figura 10: Fração de ferrita das amostras solubilizadas em função do trabalho a frio sofrido.
Fonte: MAGNABOSCO; AVILA; RABECHINI, 2011.
2.2
Transformação martensítica induzida por deformação
Há indícios de que a aplicação de deformação plástica é capaz de induzir a
transformação da austenita em martensita. Caso ocorra o resfriamento rápido de um aço
austenítico até uma temperatura entre o início e o fim da transformação martensítica, o material
apresentará determinada quantidade de austenita não transformada. Se após este procedimento
esse aço for deformado plasticamente nessa temperatura, sucede a transformação dessa
austenita retida em martensita. Entretanto, esse fenômeno também foi observado num aço com
estrutura austenítica acima da temperatura de início da transformação martensítica (Ms),
quando este é deformado plasticamente. Nesta situação existe uma relação entre a quantidade
de austenita transformada em martensita e a temperatura Ms. Quanto mais alta a segunda menos
austenita transformada se tem, tendo uma temperatura-limite (Md), acima da qual essa
transformação não ocorre. Quando acima de Ms essa transformação pode ocorrer mesmo para
tensões correspondentes ao limite elástico. Logo, aços com elementos de liga que caracterizam
Ms abaixo da temperatura ambiente, possuem a capacidade de endurecer com a aplicação de
tensões à temperatura ambiente (PORTER; EASTERLING, 2004; SANTOS, R., 2006).
A Figura 11 mostra exatamente o fenômeno descrito acima, através do diagrama das
energias livres das fases austenita (γ) e martensita (α) de um aço carbono comum em função da
temperatura para teor de carbono constante. T 0 é a temperatura em que as duas fases estão em
equilíbrio, ou seja, ∆G=0. Nesta figura, a transformação martensítica ocorrerá somente se a
28
diferença entre as energias livres das fases austenita e martensita atingirem o chamado potencial
γ → α'
termodinâmico crítico (∆GMS ), que ocorre na temperatura Ms. Porém, sabe-se que a
nucleação de martensita é extremamente dependente da formação de discordâncias, portanto ao
aplicar uma tensão externa ao sistema, aumentando as deformações internas e portanto as
distorções da rede cristalina, evidentemente facilita-se a geração de discordâncias e,
consequentemente, a formação da martensita. Portanto, nestes casos a transformação
martensítica poderia ocorrer em temperaturas superiores à Ms, como ilustrado na Figura 11 e
na equação (4), onde U representa a força motriz mecânica, devida à deformação plástica
aplicada ao sistema (PORTER; EASTERLING, 2004; SANTOS, 2006; WAYMAN;
BADESHIA, 1996).
α' → γ
∆GMd
α' → γ
+ U= ∆GMS
(4)
Todavia, há o limite de temperatura acima da qual nenhuma martensita pode se formar
por deformação, esta temperatura é denominada Md. Isto é, o aumento da densidade de
discordâncias por deformação deve aumentar o número de locais de nucleação potenciais,
porém deformação excessiva pode introduzir limitações para a nucleação e crescimento da nova
fase (PORTER; EASTERLING, 2004; SANTOS, 2006; WAYMAN; BADESHIA, 1996).
Figura 11: Diagrama de energia livre de Gibbs das fases austenita (γ) e martensita (α’) para concentração de
carbono constante.
Fonte: Autor “adaptado de” WAYMAN, C.M.; BADESHIA, H.K.D.H., 1996.
29
Segundo Hornbogen (1985), transformações martensíticas podem envolver grande
quantidade de cisalhamento. Estas reações são de primeira ordem e, geralmente nucleadas
heterogeneamente, começam com superresfriamento abaixo da temperatura de equilíbrio
termodinâmico, sendo que esta temperatura é fortemente afetada pela adição de elementos de
liga e pode ser definida como função da tensão crítica interna.
Ainda com relação ao tipo de esforço mecânico aplicado e a ocorrência da
transformação martensítica induzida por deformação, Tessler e Barbosa (1990) notaram que a
martensita α’ é mais facilmente induzida quando as tensões aplicadas são de tração em
comparação às de compressão.
Segundo Tessler e Barbosa (1990), apesar de alguns tipos de aços inoxidáveis
apresentarem a ocorrência da transformação da fase austenita em martensita através de
resfriamento rápido ou até mesmo deformação, existem várias características do material em
estudo e dos processos envolvidos que podem influenciar na intensidade da transformação da
martensita induzida por deformação, sendo estes parâmetros do material, tais como a
composição química, o tamanho de grão e parâmetros de processo tais como temperatura,
velocidade de deformação e o modo de carregamento do material.
Breda et al.. (2015) estudaram a possível transformação de martensita induzida por
deformação no aço inoxidável dúplex SAF 2205 e também ressaltaram sobre a influência da
deformação local, taxa de deformação, direção de deformação, temperatura e estado de tensões
na resposta do material e sua transformação de fases induzida por deformação plástica aplicada.
Apesar de afirmarem que parte da austenita é transformada em martensita foi notado que a
resistência a corrosão por pite não foi alterada e, além disso, na micrografia apresentada no
trabalho não é possível encontrar martensita após aplicada a laminação, permanece apenas com
a presença de ferrita e austenita (Figura 12). Além disso, a alegada redução na fração
volumétrica de austenita poderia ser entendida como erro experimental da medida das frações
volumétricas das fases, erros estes não informados no trabalho (Breda et al., 2015).
30
(a)
(b)
Figura 12: Microestrutura do material em estudo no plano de laminação em (a) conforme recebido e (b) depois
de aplicada 85% de redução de espessura.
Fonte: Breda et al.., 2015.
2.3.1 Termodinâmica da transformação martensítica induzida por deformação
Latapie e Farkas (2003) estudaram transformação de fase induzida por tensão e
nucleação de grãos na ponta de trinca em Fe-α nanocristalino (CCC). Chegaram à conclusão de
que ocorre formação de novos grãos induzida pela tensão; e esta ocorre através de uma
transformação de fase metaestável de CCC para CFC na ponta da trinca presente na amostra.
Com o aumento da intensidade de tensão, a trinca continua a propagar na orientação
cristalográfica mais favorável, parte da região CFC mais próxima à ponta da trinca é
transformada de volta para uma estrutura mais estável CCC. Essa região CCC formada a partir
da fase CFC não tem a mesma orientação cristalográfica que o grão original CCC. Ou seja, a
deformação plástica na ponta da trinca do ferro alfa nanocristalino não está associada somente
à geração de discordâncias, mas também às transformações de fase e nucleação de grãos novos.
Assim sendo, o CCC1 transformou-se em CFC que por sua vez transformou-se em CCC2.
Verifica-se, portanto, que mesmo nos estudos de transformação martensítica induzida por
deformação há indicativos da transformação reversa de ferrita em austenita, como aquela em
estudo neste trabalho e já aventada em outro estudo (MAGNABOSCO; AVILA; RABECHINI,
2011).
Já foram relatados indícios da presença de uma transformação martensítica reversa de
ferrita para austenita em aço nanocristalino (MACLAREN et al.., 2006). Neste mesmo estudo
o aço inicialmente perlítico foi severamente deformado por torção e passou a existir a fase
austenita. Os autores chegaram a conclusão que ocorreu, possivelmente, uma transformação
martensítica em temperatura ambiente ou próxima. Ao efetuar medições de dilatometria (DSC),
31
foi constatado que o material em estudo estava bem distante do equilíbrio, com a energia da
entalpia de aquecimento de 2,5 kJ.mol -1, o que corresponde a cerca de 60% de diferença de
energia livre de Gibbs. Estes mesmos autores afirmam que forças de cisalhamento podem ativar
as transformações martensíticas reversas. Maclaren et al.. (2006) alegaram que a transformação
que estudaram poderia ocorrer por conta do processo de cisalhamento descrito na Figura 13.
Nesta, é mostrado o processo de cisalhamento para a transformação martensítica de ferrita para
austenita, de modo que seja necessário uma discordância parcial de 1/6 na direção [11̅ 0]CCC
para provocar o cisalhamento que faria com que o empilhamento do tipo ABAB da estrutura
CCC passasse a ser o empilhamento de estrutura ABCABC da estrutura CFC do plano (110)
CCC
, sendo que qualquer relaxamento atômico ou cisalhamento secundário faria com que a
simetria cúbica fosse alcançada. Fazendo com que o retângulo torcido pelo cisalhamento da
CCC se transforme no hexágono da CFC.
Figura 13: Diagrama esquemático das mudanças necessárias para transformar empilhamento CCC para CFC no
plano (110)CCC.
Fonte: Autor “adaptado de” Maclaren et al.., 2006.
Foram estudados outros dois artigos que citam a transformação de austenita para
martensita induzida por deformação em aços inoxidáveis. Os autores Moser, Gross e Korkolis
(2014) estimaram a temperatura Md através de ensaios de tração isotérmicos no aço inoxidável
304. Neste caso, foi utilizada a quantificação de fases por difração de raios X. A região do
empescoçamento foi desconsiderada e o teor de martensita foi praticamente constante ao longo
da seção de cada amostra. Já os autores He et al. (2014) estudaram a influência da superfície
livre sobre a estabilidade dos grãos de austenita retida num aço inoxidável dúplex e notaram
que a transformação martensítica ocorre exatamente nesta região. Além disso, chegaram à
conclusão de que a energia de deformação armazenada durante a nucleação da martensita pode
32
ser reduzida através da criação de superfície livre, o que diminui a barreira de energia para a
nucleação da martensita, de modo que a transformação ocorra espontaneamente.
Indícios da ocorrência da transformação de ferrita em austenita induzida por deformação
em aços inoxidáveis, similar a uma transformação martensítica reversa, foram encontrados em
outros dois artigos (SOUTHWICK; HONEYCOMBE, 1980; FANICA et al.., 2011). Southwick
e Honeycombe (1980) afirmam que a decomposição da ferrita pode acontecer por dois
mecanismos: por um processo martensítico a baixas temperaturas (300 – 650 oC) e/ou nucleação
e crescimento a elevadas temperaturas (650 – 1200 oC). Esta reação martensítica é isotérmica,
ou seja, não ocorre durante têmpera de água a partir de 1300 ºC. Fanica; et al.. (2011) notou
que ao realizar trabalho a frio em aços superdúplex há uma relação direta sobre seus resultados
obtidos através do ferritoscópio, ocorrendo redução da fração de ferrita em função do aumento
deste trabalho mecânico a frio aplicado, sem a formação de fases intermetálicas como já
mostrado na Figura 2.
Para averiguar tais observações, criando arcabouço de evidências experimentais que
justifiquem estudo aprofundado de transformação militar de fases induzida por deformação, foi
realizado estudo metódico da influência do grau de encruamento na fração de ferrita presente
num aço dúplex SAF 2205, caracterização por difratometria de raios X (DRX) das fases
presentes, além da avaliação da variação da densidade em função da aplicação do trabalho
mecânico a frio aplicado (MARANGONI, 2012). A Figura 14 mostra a fração de ferrita das
amostras medida com ferritoscópio em função da deformação plástica. Como esperado, o
aumento da quantidade de deformação plástica diminui a fração de ferrita, o que é possível
notar comparando os valores da área com o contorno tracejado vermelho (média dos valores de
fração de ferrita iniciais) e os valores após deformação.
Fração volumétrica de ferrita
(%)
33
60
58
56
54
52
50
48
46
44
42
40
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
Deformação plástica, ε
Figura 14: Fração de ferrita, em função da deformação plástica em aço inoxidável SAF 2205.
Fonte: MARANGONI, 2012.
Os resultados das medições magnéticas permitiram análise da redução da porcentagem
da fase de ferrita presente em função do aumento de deformação plástica a frio aplicada. Notouse que em dada deformação plástica (ou após determinado trabalho de deformação) a fração da
fase ferrítica passa a não decrescer mais com o aumento da deformação e é estabilizada. Então,
existe a possibilidade de existir um mínimo de ferrita presente no material em estudo, de modo
que mesmo introduzindo mais energia de deformação neste aço inoxidável dúplex a
transformação de fases induzida por deformação não ocorra mais. Observou-se que este limite
é de aproximadamente 0,2 de deformação plástica efetiva (reta verde da Figura 14). Uma
possível explicação para este fenômeno é que em determinada deformação existe elevada
quantidade de discordâncias e um grau de encruamento extremamente intenso, de modo que
não haja espaço para que novas discordâncias sejam nucleadas, e nem exista campo de tensões
elásticas necessário a nucleação de martensita.
Depois de aplicadas as deformações plásticas respectivas a cada amostra e feita a análise
de DRX foi notado que todas as amostras apresentaram o mesmo tipo de comportamento, como
mostrado na Figura 15, na qual as intensidades foram deslocadas apenas para mostrar que não
houve variação de intensidade e alteração de posição de picos, de acordo com a quantidade de
deformação plástica aplicada, e as únicas fases presentes são austenita e ferrita. Esta técnica
34
permitiu a análise de que a transformação da fase ferrítica em fase austenítica induzida por
deformação realmente ocorre sem envolver a formação de qualquer outra fase.
Figura 15: Comparação dos difratogramas raios X em função da deformação plástica aplicada em aço inoxidável
dúplex SAF 2205.
Fonte: MARANGONI, 2012.
2.3
Energia de deformação plástica
O regime de deformação elástica, para a maioria dos materiais metálicos, persiste apenas
até deformações de aproximadamente 0,005. A tensão imposta sobre o material além deste
ponto passa a não ser mais proporcional à deformação e ocorre uma deformação permanente,
não recuperável após a liberação da carga aplicada, denominada deformação plástica
(DOWLING, 1999).
O encruamento é um fenômeno segundo o qual um metal dúctil se torna mais duro e
mais resistente à medida que é submetido a um processo de deformação plástica em uma
temperatura abaixo de suas temperaturas de recuperação e recristalização. Por isso, esse
fenômeno também é chamado de endurecimento por trabalho a frio, pelo fato da temperatura
em que a deformação ocorre impede fenômenos de recuperação e recristalização. Existem aços
estáveis e metaestáveis, e neste segundo caso a resistência é aumentada através do aumento de
densidade de discordâncias e de transformação de fase (DOWLING, 1999; TESSLER, M.;
BARBOSA, C., 1990).
Normalmente é conveniente expressar o grau de deformação plástica como uma
porcentagem de trabalho a frio, em vez de uma deformação. É possível calcular a porcentagem
de trabalho a frio (%TF) através da equação (5):
35
%TF= (
A0 - Ad
) x 100
A0
(5)
onde A0 é a área original da seção transversal sob deformação e Ad é a área após a
deformação (DOWLING, 1999).
O fenômeno do encruamento é explicado com base em interações entre as discordâncias
e os campos de deformação destas. O aumento de deformação ou de trabalho a frio aplicados
num material metálico promovem o acréscimo de densidade de discordâncias.
Consequentemente, a distância média de separação entre estas diminui, ou seja, ficam
posicionadas mais próximas umas das outras. Sendo assim, ocorre aumento da energia interna
do material, causando, portanto, aumento da energia livre total do sistema. Pode-se relacionar
este fenômeno com as Figura 10 e Figura 11, pois este aumento de energia livre devido a força
motriz (U’) pode ser responsável pela redução da fração volumétrica da ferrita e pela facilitação
da transformação da austenita em ferrita na temperatura Md. Todavia, o presente trabalho
apresenta a ocorrência desta transformação de forma reversa, ou seja, a ferrita torna-se austenita
com a aplicação de trabalho mecânico a frio, como mostra a Figura 16, onde a austenita seria a
fase mais estável, de tal maneira que ao aplicar o potencial termodinâmico a ferrita se
transformaria em austenita.
α→γ
∆G
MS
G
∆G
α→γ
Md
U’
γ
α
MS
Md
T0
Temperatura
Figura 16: Diagrama esquemático de energia livre de Gibbs das fases austenita (γ) e ferrita (α) de um aço dúplex
que passaria por transformação martensítica reversa induzida por deformação.
Fonte: Autor “adaptado de” WAYMAN, C.M.; BADESHIA, H.K.D.H., 1996.
O acréscimo de energia associada com a deformação do corpo é denominado de energia
de deformação, ou seja, é o trabalho realizado pelo aumento gradual da carga aplicada neste
36
corpo. Também é definida como a energia de deformação por unidade de volume, e corresponde
à área abaixo da curva do diagrama tensão-deformação de um determinado material, como
mostra a Figura 17.
Tensão verdadeira, σ
Trabalho de
deformação
plástica
0,002
Deformação verdadeira, ε
Figura 17: Diagrama de tensão em função da deformação.
Fonte: Autor; 2014.
Ao aplicar trabalho mecânico em um material a fim de deformá-lo plasticamente, uma
pequena parcela da energia imposta é armazenada no mesmo. Esta energia de deformação
armazenada promove um acréscimo de energia interna tornando-a superior a seu equilíbrio
termodinâmico, ou seja, o material torna-se metaestável. Caso a deformação aplicada ocorra à
temperatura e pressão (P) constantes, é possível obter a equação 6, a qual associa a variação de
energia livre (dG) e a energia interna (dU) (SANTOS, 2006; DOWLING, 1999; DIETER;
1988):
dG = dU + P.dV - T.dS
(6)
Como a conformação plástica não promove variação considerável de volume (dV) e a
variação de entropia (dS) pode ser considerada desprezível quando comparada com a variação
de energia interna (dU) pode-se obter a equação 7 (SANTOS, 2006).
dG ≅ dU
(7)
37
É esta variação de energia livre a fonte de energia de ativação U’ na Figura 16 para
permitir a nucleação da transformação martensítica reversa de ferrita em austenita na
temperatura Md.
2.4 Ensaio de compressão
O ensaio de compressão é resultado de um esforço axial, no qual o corpo de prova sofre
uma redução de sua altura original. Esta redução de altura é proveniente da deformação aplicada
e passa por dois estágios: deformação elástica e posteriormente plástica, que é permanente. Esta
redução da altura promove aumento da seção transversal por conta do volume do corpo de prova
não ser alterado (DOWLING, 1999).
O ensaio de tração é mais comumente utilizado para os metais em comparação com o
ensaio de compressão, contudo, o primeiro é muitas vezes limitado na máxima deformação
plástica uniforme possível pelo fenômeno de estricção. Uma outra vantagem do ensaio de
compressão é a simplicidade dos corpos de prova (DOWLING, 1999).
Um dos principais problemas do ensaio de compressão é a flambagem, que é a
instabilidade plástica caracterizada quando a amostra sofre flexão transversal devido à
compressão axial aplicada. Para minimizá-la adota-se uma razão entre o comprimento e
diâmetro (L/D) entre 1 e 3, visto que quanto maior o comprimento para um mesmo diâmetro a
possibilidade de ocorrência de flambagem aumenta. Além disso, comprimentos muito pequenos
podem apresentam resultados inválidos por conta do atrito das superfícies do corpo de prova
com a máquina de ensaio. Para minimizar o atrito é comum a utilização de lubrificantes nas
regiões de contato do corpo de prova (DOWLING, 1999).
As propriedades mecânicas resultantes deste ensaio são o limite de escoamento, limite
de proporcionalidade e o módulo de elasticidade. (DIETER, 1988; DOWLING, 1999; ASM,
2000)
O cálculo da tensão e deformação verdadeiras é efetuado a partir da hipótese de
constância de volume, na qual assume-se que o volume antes e a após aplicada a deformação é
o mesmo, conforme demonstrado na equação 8.
πD20 .h0 = πD2 .h
onde: D0 é o diâmetro inicial
h0 é a altura inicial
(8)
38
D é o diâmetro final
h é a altura final
Sabendo que a tensão consiste na relação entre força aplicada e a área que sofre esta
força, tem-se a equação 9:
σ=
F
A
(9)
onde: σ é a tensão para um dado escoamento do material
F é a força aplicada no corpo de prova
A é a área da seção transversal do corpo de prova
Ao substituir a área A pela equação da área de um círculo obtém-se a tensão verdadeira
produzida pela força compressiva F, conforme mostrado na equação 10:
σ=
4.F
π.D2
(10)
onde: σ é a tensão para um dado escoamento do material
F é a força aplicada no corpo de prova
D é o diâmetro do corpo de prova (DOWLING, 1999)
Aplicando a Lei de constância de volume resulta a equação 11:
σ=
4.FC .h
π.D20 .h0
onde: FC é a força compressiva
h é a altura final do corpo de prova
D0 é o diâmetro inicial do corpo de prova
h0 é a altura inicial do corpo de prova
(11)
39
Para o estado triplo de tensões (Figura 18), têm-se a equação 12, que representa o tensor
das tensões:
σx
σij = |τyx
τzx
τxy
σy
τzy
τxz
τyz |
σZ
(12)
Figura 18: Representação esquemática do estado triplo de tensão.
Fonte: DOWLING, 1999.
É extremamente apropriado ressaltar que as formulações expostas acima pressupõem
manutenção da seção prismática durante a compressão, ou seja, se o corpo de prova após
deformado apresentar as bordas externas curvadas e não mais paralelas, as formulações deixam
de ser válidas, já que neste caso que as tensões não foram uniformes.
Assumindo que as deformações ao longo do diâmetro são as mesmas nas duas direções
x e y e, efetuando-se os cálculos das deformações em cada eixo (x, y e z, considerados os
eixos de deformação dos corpos de prova em estudo da Figura 19, pode ser determinada a
deformação plástica efetiva total (p), com o uso das equações 13 a 14 respectivamente.
Valores típicos num aço inoxidável SAF 2507 dos coeficientes de deformação H e de
encruamento n são, respectivamente, 904 ± 5 MPa e 0,067 ± 0,001, conforme indicado no
trabalho de Magnabosco e Donato (2004).
40
Figura 19: Ilustração dos eixos de deformação dos corpos de prova.
Fonte: Autor.
D
h
0
o
εx = εz = ln D ; εy = ln h ;
(13)
onde: ε é a deformação verdadeira
h0 é a altura inicial do corpo de prova
h é a altura final do corpo de prova
2
εp =√ . (ε2x +ε2y +ε2z )
3
(14)
41
3 METODOLOGIA EXPERIMENTAL
O material estudado, fornecido pela empresa Villares Metals, foi uma barra cilíndrica
de 82 mm de diâmetro e 3 metros de comprimento de aço superdúplex UNS S32750 (Figura
20), que foi obtida através do processo de fusão em forno elétrico a arco, posteriormente foi
laminada, passou pelo tratamento térmico de solubilização a 1120ºC por 1h30min e
resfriamento em água e, em seguida, foi acabada pelo processo de descascamento. Esta barra
foi estudada através de equipamentos de propriedade do Centro de Desenvolvimento de
Materiais Metálicos – CDMatM-FEI conforme será apresentado na sequência.
80 mm
Figura 20: Barra cilíndrica composta do aço inoxidável superdúplex UNS S32750.
Fonte: Autor.
A composição química deste aço fornecida pela Villares é apresentada na Tabela 2.
Tabela 2 – Composição química (%peso) do aço inoxidável dúplex em estudo fornecida pela Villares.
Cr
Ni
Mo
N
C
Mn
Si
Ce
Al
W
Cu
25,17
6,88
3,61
0,25
0,01
0,60
0,40
0,00
0,01
0,69
0,58
P
S
0,03 <0,001
bal.
Fe
Fonte: Villares Metals.
3.1
Confecção dos corpos de prova
Para o estudo proposto foram confeccionados corpos de prova para ensaios de
compressão transversais à barra original. Para isto, foram cortados em serra de corte discos de
aproximadamente 10 mm de espessura, sendo que foram retirados de cada disco 7 corpos de
prova de compressão (Figura 21), três da tira central e dois de cada tira lateral, através da
máquina de eletroerosão a fio. A Figura 22 mostra as dimensões do corpo de prova de
compressão usados no estudo exploratório desta dissertação.
42
Figura 21: Ilustração esquemática da obtenção dos corpos de prova de compressão, cujas dimensões estão em
milímetros, a partir do disco usinado na serra de corte.
Fonte: Autor.
Figura 22: Dimensões em milímetros do corpo de prova de compressão utilizado nos estudos exploratórios.
Fonte: Autor.
Apesar da literatura apresentada na revisão bibliográfica sugerir que relação L/D possua
valor entre 1 e 3 para que não haja flambagem todavia, conforme será apresentado no item
4.1.2, mesmo utilizando nos corpos de prova da Figura 22 L/D igual a 2, as dimensões deste
corpo de prova permitiram que este fenômeno ocorresse e, desta forma, ocasionando a não
uniformidade da deformação imposta, o que é potencialmente um fator complicador para o
objetivo do estudo. Por isso, após os estudos exploratórios do item 4, foram realizados estudos
43
incluindo também a influência da temperatura de tratamento do aço mantendo-se o diâmetro de
oito milímetros do primeiro modelo de corpo de prova, mas reduzindo a altura dos corpos de
prova, passando de 16 para 7 milímetros. Sendo assim, a razão L/D passou de 2 para 0,9. Para
estudo da influência da temperatura de formação da estrutura ferrítica e austenítica na
transformação de fase induzida por deformação em estudo foram realizadas 3 condições de
tratamento térmico a 1000ºC, 1100ºC e 1200ºC por uma hora e meia e, em seguida, foi aplicada
a deformação plástica através do ensaio de compressão, sempre seguindo os procedimentos
descritos no próximo item.
3.2
Ensaio de compressão
A deformação plástica a frio foi aplicada em cada amostra através do uso da Máquina
de Ensaios Universal MTS do CDMatM-FEI – Figura 23a. A Figura 23b representa os suportes e
a garra utilizados. No estudo exploratório utilizou-se o lubrificante Molykote® para minimizar
a influência do atrito nos resultados, já no estudo feito posteriormente utilizou-se o Teflon®.
Foi utilizada uma velocidade de deslocamento das placas de compressão de 2 mm/min. Nesta
etapa calculou-se qual seria a altura final do corpo de prova para que fosse atingido o nível de
deformação verdadeira desejado para que cada ensaio fosse interrompido na deformação
verdadeira calculada. Para o estudo exploratório este nível foi variado de 0,05 a 0,69, sendo que
os valores foram alternados de 0,05 em 0,05 até 0,55 e a amostra da curva total apresentou 0,69
de deformação verdadeira, sendo válido ressaltar que cada ensaio foi realizado em triplicata
vezes para que fosse possível ter maior número de dados e compará-los caso ocorresse alguma
disparidade significativa. Já para o segundo estudo, no qual as alturas dos corpos de prova
haviam sido reduzidas, as deformações verdadeiras foram variadas de 0,14 a 0,70 com passo
de 0,14. Além disso, nesta etapa do trabalho utilizou-se Teflon® como lubrificante, pois
excesso de Molycote® também poderia ter sido causador da flambagem observada no estudo
exploratório, e apresentada no item 4.1.2.
44
(a)
(b)
Figura 23: (a) Máquina de ensaios Universal MTS. (b) Suportes e garras utilizados para realização dos ensaios.
Fonte: Autor.
3.3
Medições magnéticas
No estudo exploratório foi feita a medida da fração volumétrica de ferrita nas doze
amostras a serem estudadas, através de medidas magnéticas, depois de aplicada deformação
plástica a frio. Este procedimento foi efetuado através do uso do ferritoscópio FISCHER
modelo MP30 (Figura 24) do CDMatM-FEI; este aparelho é calibrado com o auxílio de
padrões, tendo como limite de detecção 0,1% de ferrita. É uma técnica simples de quantificação
de fases, que consiste em colocar a ponta de prova do ferritoscópio perpendicularmente sobre
o plano da chapa conformada mecanicamente e o valor da porcentagem volumétrica de ferrita
aparece no visor do aparelho. Dez medições foram realizadas em cada uma das amostras em
cada lateral, no topo e na base dos corpos de prova depois de deformados (Figura 25).
45
(a)
(b)
Figura 24: (a) Ferritoscópio FISCHER modelo MP30 do CDMatM-FEI. (b) Padrões de calibração.
Fonte: Autor; 2012.
Topo
Lateral 1
Lateral 2
Base
Figura 25: Regiões de medida com o ferritoscópio.
Fonte: Autor.
46
Também foi medida a fração de ferrita da seção longitudinal das amostras embutidas
analisando 20 pontos aleatórios desta região a fim de verificar se existem diferenças de
deformação entre a superfície e o centro dos corpos de prova.
No segundo estudo foram medidas as frações ferríticas do topo e da base e da seção
longitudinal dos corpos de prova, sendo medidos 16 e 20 pontos aleatórios nestas regiões,
respectivamente.
3.4
Difração de raios X
A difração de raios X (DRX) foi realizada no equipamento Shimadzu XRD-7000 do
CDMat-M da FEI, na seção longitudinal dos corpos de prova, com radiação de Cu-Kα e
monocromador de Ni; foram varridos os ângulos de difração 35°<2θ<105°, a velocidade de 1
°/min e amostragem a cada 0,02 º, sendo a fonte de raios X excitada a 30 kV e 30 mA. Foi
realizada a DRX em todas amostras, como recebidas e deformadas, a fim de comprovar a
presença das fases em cada amostra, avaliar a possibilidade de quantificação de fases por este
método e possíveis deslocamentos dos picos em função da deformação.
Nas amostras de altura reduzida, para evitar flambagem e deformação não uniforme dos
corpos de prova utilizou-se a metodologia para quantificar a fração de ferrita por DRX proposta
no estudo de Moser et al.. (2014) na qual a estimativa quantitativa de fases baseia-se no uso de
proporções internas. Partindo do princípio de que os grãos estão orientados aleatoriamente, a
intensidade integrada I de uma dada fase i é proporcional à fração de volume da referida fase,
Vi, como mostra a equação 15 adaptada do modelo de Moser para um material bifásico
(austenita e ferrita) em estudo abaixo:
1 n Ii
∑
n 1 Ri
Vi =
1 n Iγ 1 n Iα
∑
∑
n 1 Rγ + n 1 Rα
onde i: fase
Vi: fração volumétrica da fase i
n: número de picos da fase
I: intensidade do pico integrada
R: fator de espalhamento do material
(15)
47
O fator de espalhamento do material é calculado através da equação 16.
Rhkl = (
1
2 ) [|F|
V
2
p(
1+ cos² 2θ
)] e-2M
sin² θ cos θ
(16)
onde: hkl: índices de Miller do plano cristalográfico de reflexão
V: volume da célula unitária
F: fator da estrutura
p: fator de multiplicidade
θ: ângulo de difração
e-2M: fator de temperatura Debye-Waller
No artigo de Moser et al.. (2014) foram disponibilizados os valores de F, p e e -2M para
austenita (Tabela 3) e ferrita (Tabela 4).
Tabela 3 –Dados para quantificação de fases de DRX para a fase austenita.
hkl
F
p
e-2M
111
18,16
8
0,963
200
16,55
6
0,951
220
13,66
12
0,904
311
11,36
24
0,871
Fonte: Fonte: Autor “adaptado de” Moser et al., 2014
Tabela 4 – Dados para quantificação de fases de DRX para a fase ferrita.
hkl
F
p
e-2M
110
18,16
12
0,961
200
15,04
6
0,925
211
12,43
24
0,889
220
11,36
12
0,860
Fonte: Fonte: Autor “adaptado de” Moser et al., 2014
Outro valor necessário para prosseguir a quantificação é o volume das fases presentes,
que corresponde ao parâmetro de rede (representado pela letra a) elevado ao cubo. Sendo assim,
é necessário determinar o valor deste. Sendo as duas estruturas cúbicas é possível calcular o
48
parâmetro de rede da austenita e da ferrita pela equação 17, para cada plano cristalográfico
(uvw) de reflexão que gera pico na DRX.
a=
dhkl
√h2 +k2 +l2
2. sin θ
(17)
onde: d é a distância interplanar
Para o cálculo do parâmetro de rede utilizou-se a equação 17 sendo obtidos diversos
valores para cada fase, pois cada pico de cada fase forneceu um valor de distância interplanar
e, consequentemente o de parâmetro de rede. Então, foi calculada a média dos valores do
parâmetro a de todos os picos de cada fase.
Como utilizamos o seno do ângulo é necessário corrigir o valor do parâmetro de rede
calculado, pois ligeiras variações no ângulo podem causar variações de seno deste ângulo
extremamente maiores conforme destacado na Figura 26. O que é possível notar é que quanto
mais próximo dos 90º menor será o erro (também destacado na Figura 27), basta comparar a
variação do seno do ângulo para um ângulo de 20 a 30 º, tem-se um seno de 0,35 a 0,50;
enquanto que para ângulos entre 80 e 90 º tem-se um seno de 0,975 a 1,0. Sendo assim, temos
que o parâmetro de rede depende do seno do ângulo e que o erro do seno será mínimo se o
ângulo tender a 90º.
49
1
1
0,6
0,01
0,4
0,001
0,2
0,0001
0
∆seno para ∆θ= 0,01 rad
0,1
senθ
0,8
0,00001
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
θ
seno
∆seno para ∆θ= 0,01 rad
Figura 26: Demonstração da variação de seno em função da variação do ângulo.
Fonte: Autor.
Sendo assim, foram feitas as correções devidas à absorção, erro de medida do ângulo e
a excentricidade conforme apresentado nos trabalhos de Nelson e Riley (1944) para a fase
austenita de um aço inoxidável (Figura 27); ao extrapolar a linha de tendência para x igual a
zero no exemplo para fase austenita tem-se que o parâmetro de rede é 3,59 Å.
3,6250
y = 0,0135x + 3,5894
R² = 0,9977
3,6200
3,6150
a, Å
3,6100
3,6050
3,6000
3,5950
3,5900
2,5
2
1,5
1
0,5
2
2
1/2[(cos θ/senθ)+(cos θ/θ)]
0
Figura 27: Exemplo de correção do parâmetro de rede proposto por Nelson e Riley (1944).
Fonte: Autor.
50
Para o cálculo do volume faz-se o parâmetro de rede encontrado depois da correção do
parâmetro de rede proposto por Nelson e Riley (1944) elevado ao cubo. As análises por difração
de raios X, contudo, têm como principal objetivo avaliar quais são as fases presentes após a
deformação, pois sem a confirmação de que existam apenas ferrita e austenita, não se poderia
supor a transformação de ferrita em austenita em processo semelhante a uma transformação
martensítica reversa induzida por deformação, alvo principal de estudo desta proposta.
3.5
Análise metalográfica
Após a conformação plástica, os corpos de prova foram preparados metalograficamente
conforme mostrado na Tabela 5. Nesta etapa foi feito uso do equipamento de polimento semiautomático Struers Abramin localizado no CDMatM-FEI. Para a revelar a microestrutura das
amostras no estudo exploratório foi utilizado o reagente de Beraha modificado para análises no
microscópio óptico.
Tabela 5 – Procedimento utilizado na realização da preparação metalográfica.
Passo
Suporte
#1
#2
#3
#4
#5
#6
Dia-Grit
Dia-Grit
DPMOL
DPMOL
DPNAP
DPNAP
Tamanho
do abrasivo
220 grit
9 m
6 m
3 m
1 m
0,25 m
Lubrificante
Água
Água
Álcool
Álcool
Álcool
Álcool
Força
(N)
200
200
200
200
200
150
Tempo
(minuto)
3
3
3
3
3
1,5
R.P.M.
150
150
150
150
150
300
No estudo exploratório a revelação microestrutural foi realizada com o auxílio do
reativo de Beraha modificado, cuja solução base é constituída de 20 mL de ácido clorídrico
(HCl) e 80 mL de água destilada e deionizada, na qual foram adicionados 1 g de metabissulfito
de potássio (K2S2O5) e 2 g de bifluoreto de amônio (NH4HF2), o ataque foi realizado variandose o tempo entre 5 e 10 s de imersão ininterrupta. O ataque foi interrompido com água, e a
superfície de observação seca através de evaporação de álcool etílico, auxiliada por jato de ar
frio.
Na segunda etapa do trabalho, as microestruturas das amostras polidas foram reveladas
com o ataque eletrolítico com solução 10% de ácido oxálico. Neste, há uma fonte acoplada a
uma cuba de inox com a solução citada e foi aplicada uma tensão de 6 Vcc. A amostra foi
51
mergulhada nesta substância, variado o tempo de ataque entre 25 e 35 segundos. Nesta situação
a cuba age como catodo e a amostra como anodo, permitindo o fechamento do circuito e com
isso o ataque da amostra. A interrupção do ataque e a secagem da superfície foram realizadas
da mesma maneira já descrita para o ataque de Beraha.
Após os ataques metalográficos, as amostras atacadas foram observadas no microscópio
Olympus do CDMatM-FEI com objetivas de 20x e 50x de aumento, para os ataques de Beraha
e ácido oxálico, respectivamente.
Além disso, foram selecionadas amostras mais representativas apenas polidas e com
ataque eletrolítico para serem analisadas no MEV CamScan CS3200LV dado o longo tempo
demandado para uma análise completa em cada uma, e dentre estas amostras foram examinadas
minuciosamente a sem deformação, duas com valores intermediários de deformação e a mais
deformada plasticamente. O feixe de elétrons incidente fez com que a imagem da microestrutura
fosse gerada por elétrons secundários nas amostras atacadas com ácido oxálico e por elétrons
retroespalhados em algumas amostras polidas. Análises por Espectroscopia de Energia
Dispersiva (EDS) foram realizadas para determinar se as regiões analisadas tinham a
composição química típica de austenita ou ferrita.
52
4 RESULTADOS E DISCUSSÃO
Neste item serão apresentados os resultados e discussão do estudo exploratório, no qual
foram definidas alterações dimensionais no corpo de prova de compressão e, do efeito da
deformação e da temperatura de tratamento inicial na transformação de fases pesquisada neste
trabalho.
4.1 Estudo exploratório
Neste item serão apresentados e discutidos os resultados obtidos ao final da etapa de
qualificação, sendo estes resultados referentes às amostras originais e depois de deformadas dos
corpos de prova com relação L/D=2, na condição de tratamento térmico de fornecimento do
material em estudo.
4.1.1 Material conforme recebido
Primeiramente foram retirados os corpos de prova de compressão da barra cilíndrica
doada pela empresa Villares Metals, e em seguida as análises foram realizadas nestes corpos de
prova conforme recebido, sendo as medições magnéticas efetuadas na área lateral, topo e base
e seção longitudinal do corpo de prova, a fim de quantificar a fração de fase ferrítica presente
(Figura 28). A diferença entre os valores encontrados para as três regiões distintas analisadas
pode ser fruto da imposição de deformação pela ferramenta de usinagem na própria confecção
dos corpos de prova, visto que nas regiões onde ocorreram os cortes (topo, base e área lateral)
apresentam menor valor de fração volumétrica de ferrita e é possível assumir que nestas regiões
a quantidade desta fase presente é extremamente similar.
53
Fração de ferrita, %α [%] com
ferritoscópio
70
60
50
40
30
45,80
48,94
56,88
Área lateral do corpo-deprova
Topo e base do corpo-deprova
Longitudinal
20
10
0
Regiões de medida da fração de ferrita, %α [%]
Figura 28: Fração de ferrita medida por medidas magnéticas em diferentes regiões do corpo de prova da amostra
sem deformação.
A análise por difração de raios X na seção longitudinal foi feita varrendo-se ângulos de
difração entre 35 ° e 105 ° (Figura 29), a fim de comprovar quais eram as fases presentes.
Comprovou-se que as únicas fases presentes são ferrita e austenita, com os picos de difração
correspondentes aos planos cristalográficos destas fases identificados nas figuras citadas. A
micrografia da seção longitudinal do corpo de prova antes da deformação, em sua região central,
está exposta na Figura 30 e é possível observar que as únicas fases presentes são austenita e
ferrita.
54
γ (111)
α (110)
3500
2500
α (220)
γ (222)
500
γ (311)
α (200)
1000
α (211)
1500
γ (220)
2000
γ (200)
Intensidade [cps]
3000
0
30
40
50
60
70
80
90
100
110
2θ [º]
Figura 29: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra sem deformação.
Figura 30: Amostra sem deformação, seção longitudinal, do corpo de prova de compressão antes da deformação.
A ferrita é a fase escura e a austenita a clara. Ataque: Beraha.
4.1.2 Ensaio de compressão
Através dos ensaios de compressão foi possível gerar as curvas tensão e deformação
verdadeiras para cada nível de deformação apresentado (Figura 31 a Figura 42). Notou-se que
a partir de 0,35 de deformação verdadeira aplicada as curvas obtidas não apresentavam o
comportamento esperado para este tipo de ensaio, ou seja, não cresciam continuamente. Sendo
assim, não se pode afirmar que a equação 11 era então válida, visto que após a ocorrência do
55
ponto de máximo certamente o corpo de prova de compressão havia flambado, apesar de ter
sido utilizada a relação h⁄D ≤ 2.
900
Tensão verdadeira, σc [MPa]
800
700
600
500
400
300
200
100
0
0
0,01
0,02
0,03
0,04
0,05
Deformação verdadeira, εc [-/-]
Figura 31: Curva de compressão tensão verdadeira em função da deformação verdadeira ε = 0,05.
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1000
900
800
700
600
500
400
300
200
100
0
0
0,02
0,04
0,06
0,08
Deformação verdadeira, εc [-/-]
Figura 32: Curva de compressão tensão verdadeira em função da deformação verdadeira ε = 0,10.
0,1
56
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1000
900
800
700
600
500
400
300
200
100
0
0
0,02
0,04
0,06
0,08
0,1
0,12
0,14
0,16
Deformação verdadeira, εc [-/-]
Figura 33: Curva de compressão tensão verdadeira em função da deformação verdadeira ε = 0,15.
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1200
1000
800
600
400
200
0
0
0,05
0,1
0,15
0,2
Deformação verdadeira, εc [-/-]
Figura 34: Curva de compressão tensão verdadeira em função da deformação verdadeira ε = 0,20.
0,25
57
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1200
1000
800
600
400
200
0
0
0,05
0,1
0,15
0,2
0,25
0,3
Deformação verdadeira, εc [-/-]
Figura 35: Curva de compressão tensão verdadeira em função da deformação verdadeira ε = 0,25.
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1200
1000
800
600
400
200
0
0
0,05
0,1
0,15
0,2
0,25
0,3
Redução de altura, RA [-/-]
Figura 36: Curva de compressão tensão verdadeira em função da deformação verdadeira ε = 0,30.
0,35
58
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1200
1000
800
600
400
200
0
0
0,05
0,1
0,15
0,2
0,25
0,3
0,35
0,4
Redução de altura, RA [-/-]
Figura 37: Curva de compressão tensão verdadeira em função da deformação verdadeira ε = 0,35.
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1200
1000
800
600
400
200
0
0
0,05
0,1
0,15
0,2
0,25
0,3
0,35
0,4
Redução de altura, RA [-/-]
Figura 38: Curva de compressão tensão verdadeira em função da redução de altura RA = 0,40.
0,45
59
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1200
1000
800
600
400
200
0
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
Redução de altura, RA [-/-]
Figura 39: Curva de compressão tensão verdadeira em função da redução de altura RA = 0,45.
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1200
1000
800
600
400
200
0
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
Redução de altura, RA [-/-]
Figura 40: Curva de compressão tensão verdadeira em função da redução de altura RA = 0,50.
0,6
60
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1200
1000
800
600
400
200
0
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
Redução de altura, RA [-/-]
Figura 41: Curva de compressão tensão verdadeira em função da redução de altura RA = 0,55.
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1200
1000
800
600
400
200
0
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
Redução de altura, RA [-/-]
Figura 42: Curva de compressão tensão verdadeira em função da redução de altura RA = 0,69.
A Figura 43 compara as curvas obtidas para as amostras 6 e 12, ε = 0,30 e RA = 0,69,
respectivamente, e a fotografia destas amostras e da original. Nesta foto é possível evidenciar
a flambagem ausente, iniciada na deformação de 0,30 e extremamente acentuada no corpo de
prova de maior deformação plástica aplicada. Ou seja, ao ocorrer este fenômeno a deformação
61
plástica aplicada deixa de ser uniforme ao longo do corpo de prova, inviabilizando o estudo
seguro da influência do grau de deformação a frio numa possível transformação de fase
martensítica reversa induzida por deformação como a proposta neste trabalho.
1200
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1000
800
600
400
Original
200
0,69 de
redução de
altura
0,30 de
deformação
verdadeira
0
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
Redução de altura, RA [-/-]
εc = 0,30
RA = 0,69
Figura 43: Curva de compressão tensão verdadeira em função da redução de altura para as ε = 0,30 e RA = 0,69,
respectivamente.
Portanto, todos os resultados obtidos para deformações verdadeiras maiores ou iguais a
0,30 devem ser avaliados com cuidado nas análises deste estudo exploratório, visto que por
terem flambado, é possível afirmar que a partir desta amostra a deformação aplicada não foi
uniforme ao longo de toda a seção do corpo de prova.
4.1.3 Medições magnéticas
As medidas das frações volumétricas de ferrita nas doze amostras em estudo foram feitas
através de medidas magnéticas. Dez medições foram realizadas em cada uma das amostras em
cada lateral dos corpos de prova depois de deformados. Cinco amostras foram medidas também
dez vezes, porém desta vez no topo e na base dos corpos de prova. As seções longitudinais dos
corpos de prova também foram analisadas em 20 campos distintos e aleatórios. Das Figura 44
a Figura 46 tem-se a fração de ferrita das amostras em função da redução de altura – visto que
62
a partir de 0,30 a deformação passa a não ser uniforme – destas três avaliações, respectivamente.
Como esperado, em ambos os casos, o aumento da quantidade de deformação plástica diminui
a fração de ferrita, o que é possível notar comparando os valores da fração de ferrita da amostra
original e das amostras deformadas. É válido ressaltar que pode se assumir deformação
constante para deformações verdadeiras menores ou iguais a 0,25 e que os valores da
deformação que ocorre na área lateral, no topo e na base do corpo de prova não são conhecidos,
e mesmo que fosse usada a teoria de plasticidade conhecida a geometria final de cada corpo de
prova e admitindo isotropia, não se conseguiria obter medição de ferrita em local preciso o
suficiente para se associar a deformação assim calculada. As deformações utilizadas no eixo X
α [%], fração de ferrita medida por
ferritoscópio
dos gráficos destas condições foram utilizadas apenas para referenciar as amostras em análise.
55
50
45
40
35
30
0,00
0,10
0,20
0,30
0,40
0,50
0,60
0,70
0,80
Redução de altura, RA [-/-]
%α área lateral do corpo-de-prova
Amostra original
Figura 44: Fração de ferrita da área lateral dos corpos de prova em função da redução de altura aplicada.
α [%], fração de ferrita medida por
ferritoscópio
63
55
50
45
40
35
30
0,00
0,10
0,20
0,30
0,40
0,50
0,60
0,70
0,80
Redução de altura, RA [-/-]
%α topo e base do corpo-de-prova
Amostra original
α [%], fração de ferrita medida com
ferritoscópio
Figura 45: Fração de ferrita da área do topo e da base dos corpos de prova em função da redução de altura
aplicada.
60
55
50
45
40
35
0,00
0,10
0,20
0,30
0,40
0,50
0,60
0,70
0,80
Redução de altura, RA [-/-]
%α seção longitudinal do corpo-de-prova
Amostra original
Figura 46: Fração de ferrita da seção transversal dos corpos de prova em função da redução de altura aplicada.
Através dos resultados obtidos por medições magnéticas, foi possível comprovar a
redução da porcentagem da fase de ferrita presente em função do aumento de deformação
plástica a frio aplicada. Os dados do trabalho desenvolvido por Marangoni (2012) foram
64
analisados e constatou-se uma observação interessante, em dada deformação plástica a fração
da fase ferrítica medida pelo ferritoscópio passa a não decrescer mais com o aumento da
deformação e é estabilizada. Então, há a possibilidade de existir um mínimo de ferrita presente
no material em estudo, de modo que mesmo introduzindo mais energia neste aço inoxidável
dúplex SAF 2205 a transformação de fases induzida por deformação passa a não ocorrer. Este
limite é de aproximadamente 0,2 de deformação plástica efetiva (reta verde da Figura 14). Neste
trabalho este mesmo valor de estabilização não ocorre para as deformações aplicadas. A única
constatação é que por ferritoscópio em todas as condições de deformação a fração de ferrita é
reduzida. Existe diferença entre as medidas do topo e base e as demais regiões, isso ocorre
devido aos locais medidos terem deformações diferentes, o que é agravado nos casos de
flambagem, mas o fato é que existe uma deformação e esta leva a queda da fração de ferrita,
mais uma vez permitindo aceitar a hipótese de uma transformação martensítica reversa de
ferrita em austenita induzida por deformação. Para tal, contudo, é preciso comprovar que apenas
ferrita e austenita estão presentes nas amostras, comprovação esta realizada por DRX, como
mostrará o próximo item.
4.1.4 Difração de raios X
A difração de raios X das amostras foi feita varrendo-se ângulos de difração
35°<2θ<105° (Figura 47 a Figura 53), a fim de comprovar quais são as fases presentes.
Comprovou-se que as únicas fases presentes são ferrita e austenita, com os picos de difração
correspondentes aos planos cristalográficos destas fases identificados nas figuras citadas, nas
quais ε significa deformação verdadeira e a sigla RA significa redução de altura, já que
deformações acima de 0,30 não são mais uniformes por conta da flambagem.
65
α (110)
9000
7000
6000
γ (111)
5000
1000
α (220)
γ (222)
γ (220)
2000
γ (311)
3000
α (211)
α (200)
4000
γ (200)
Intensidade [cps]
8000
0
30
40
50
60
70
80
90
100
110
2θ [º]
Figura 47: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra 0,05 de deformação
verdadeira.
γ (111)
α (110)
3000
α (220)
γ (222)
500
γ (311)
α (200)
1000
γ (220)
1500
α (211)
2000
γ (200)
Intensidade [cps]
2500
0
30
40
50
60
70
80
90
100
110
2θ [º]
Figura 48: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra 0,10 de deformação
verdadeira.
66
γ (111)
α (110)
7000
5000
4000
α (220)
γ (222)
γ (311)
1000
α (211)
α (200)
2000
γ (220)
3000
γ (200)
Intensidade [cps]
6000
0
30
40
50
60
70
80
90
100
110
2θ [º]
5000
4500
4000
3500
3000
2500
2000
1500
1000
500
0
30
40
50
60
70
80
90
α (220)
γ (222)
γ (311)
α (211)
γ (220)
α (200)
γ (200)
γ (111)
α (110)
Intensidade [cps]
Figura 49: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra 0,15 de deformação
verdadeira.
100
110
2θ [º]
Figura 50: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra 0,20 de deformação
verdadeira.
67
α (110)
4000
3000
γ (111)
2500
α (220)
γ (222)
500
γ (311)
α (200)
1000
γ (220)
1500
α (211)
2000
γ (200)
Intensidade [cps]
3500
0
30
40
50
60
70
80
90
100
110
2θ [º]
Figura 51: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra 0,25 de deformação
verdadeira.
γ (111)
α (110)
3000
2000
α (220)
γ (222)
γ (311)
α (200)
500
γ (220)
1000
α (211)
1500
γ (200)
Intensidade [cps]
2500
0
30
40
50
60
70
80
90
100
110
2θ [º]
Figura 52: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra 0,30 de deformação
verdadeira.
68
γ (111)
α (110)
3500
2500
2000
α (220)
γ (222)
γ (311)
α (200)
500
γ (220)
1000
α (211)
1500
γ (200)
Intensidade [cps]
3000
0
30
40
50
60
70
80
90
100
110
2θ [º]
Figura 53: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105 o, da amostra 0,69 de deformação
verdadeira.
Todas as curvas de intensidade em função do ângulo de difração apresentaram o mesmo
comportamento, mostrado na Figura 54 que representa os valores das condições mais relevantes
ao estudo, sem deformação plástica, com um valor intermediário de deformação plástica e com
o máximo de deformação plástica aplicada. Os picos apresentados são relativos apenas às fases
α (220)
γ (222)
γ (311)
α (211)
γ (220)
α (200)
γ (200)
α (110)
Intensidade
γ (111)
ferrita e austenita, descartando-se a presença de outras fases nas microestruturas.
30
40
50
60
70
80
90
100
2θ [º]
Amostra 0; ε = 0
Amostra 6; ε = 0,30
Amostra 12; RA = 0,69
110
69
Figura 54: Comparação dos difratograma de raios X em função da deformação plástica aplicada.
4.1.5 Análise microestrutural das amostras deformadas
As micrografias a seguir (Figura 55 a Figura 60) foram realizadas no microscópio
Olympus do CDMatM-FEI com objetiva de 20x de aumento e o ataque utilizado foi o Beraha
modificado, sendo a ferrita a região escura e a austenita a clara, mostrando que em todas
amostras estão presentes apenas ferrita e austenita. O plano longitudinal das amostras foi
analisado. É possível perceber que quanto mais deformado o material, mais refinada e
preferencialmente orientada torna-se a estrutura, e também é possível notar que a partir da
amostra 6 (deformação 0,30) praticamente todas as micrografias apresentaram pontos de
austenita nucleados dentro da fase ferrítica, o que pode ser uma evidência da transformação de
fases em estudo, visto que a redução da ferrita teoricamente originaria esta nova austenita.
Figura 55: Amostra 1, ε = 0,05, plano longitudinal do centro do corpo de prova de compressão. Ataque: Beraha.
70
Figura 56: Amostra 2, ε = 0,10, plano longitudinal do centro do corpo de prova de compressão. Ataque: Beraha.
Figura 57: Amostra 3, ε = 0,15, plano longitudinal do centro do corpo de prova de compressão. Ataque: Beraha.
Figura 58: Amostra 5, ε = 0,25, plano longitudinal do centro do corpo de prova de compressão. Ataque: Beraha.
71
Figura 59: Amostra 7, RA = 0,35, plano longitudinal do centro do corpo de prova de compressão. Ataque:
Beraha.
Figura 60: Amostra 10, RA = 0,50, plano longitudinal do centro do corpo de prova de compressão. Ataque:
Beraha.
As regiões destacadas por círculos vermelhos nas Figura 61a e b podem ser sinais da
transformação de fase induzida por deformação em estudo no presente trabalho. Para melhor
análise da região destacada na Figura 61a tem-se micrografia deste local em maior aumento nas
Figura 61b, usando objetiva de 100x de aumento. Na região destacada com o círculo vermelho
aparentemente a austenita iniciou sua nucleação dentro do grão de ferrita, o que pode ser
observado em mais regiões próximas a este ponto. Além disso, a indicação da seta vermelha
destaca uma região aparentemente residual de ferrita dentro da austenita, ambas as observações
reforçando a hipótese em estudo de transformação da fase ferrita em austenita induzida por
deformação.
72
(a)
(b)
Figura 61: Amostra 10, 50% deformada, seção longitudinal do corpo de prova de compressão. (a) com 50x de
aumento e (b) com 100x. Ataque: Beraha Modificado.
73
4.2 Efeito da deformação e da temperatura de tratamento inicial
Neste item serão apresentados e discutidos os resultados obtidos após o estudo
exploratório apresentado anteriormente, referentes às amostras tratadas em três temperaturas
diferentes, em seis condições de deformação e com o corpo de prova de menor altura para evitar
a flambagem que ocorreu no estudo exploratório.
4.2.1
Material solubilizado sem deformação
Depois de reduzida a altura dos corpos de prova e efetuados os tratamentos térmicos em
três temperaturas distintas 1000 ºC, 1100 ºC e 1200 ºC foram realizadas as medidas magnéticas
efetuadas no topo e base e na seção longitudinal do corpo de prova, com o objetivo de
quantificar a fração de fase ferrítica presente (Figura 62).
Figura 62: Fração de ferrita medida por medida magnética em diferentes regiões do corpo de prova da amostra
sem deformação nas três temperaturas de tratamento térmico.
Analisando a Figura 62 é possível notar que com o aumento da temperatura houve
aumento da fração de fase ferrita, conforme esperado, e que apesar de existirem valores
similares desta fase nas duas regiões do corpo de prova em estudo, ao menos na média é visto
74
que para todas as temperaturas tem-se valores menores de ferrita na seção longitudinal do que
no topo e na base com no mínimo 2,4% de diferença, além disso, os desvios padrão do topo e
base são sistematicamente maiores em pelo menos 32% do que do centro do corpo de prova.
Assim, para avaliação da transformação de fase optou-se pelo estudo da fração de ferrita medida
por ferritoscópio na seção longitudinal das amostras, a mesma usada nas análises de difração
de raios X e análises microestruturais.
Conforme será apresentado adiante, ocorreu a formação de fase sigma a 1000 ºC no
tratamento térmico, o que pode ser explicado através do diagrama de temperatura em função da
fração em massa das fases presentes (Figura 63) do aço em estudo obtido através do software
Thermo-Calc (TC) versão 4.0, base de dados TCFE7. Deve se ressaltar que na simulação foram
considerados os elementos ferro, nitrogênio, carbono, silício, manganês, cromo, níquel,
vanádio, tungstênio e cobre que são os de maior relevância e mostraram-se presentes nas
análises de EDS realizadas posteriormente. Na simulação foi possível observar que em 1000 ºC
tem-se presente cerca de 1% de nitreto de cromo Cr2N (HCP_A3#2); 6% de sigma; 39 % de
ferrita (BCC_A2) e 54 % de austenita (FCC_A1); já em 1100ºC existe 51 % de ferrita
(BCC_A2) e 49 % de austenita (FCC_A1); e em 1200 ºC há a presença de 62 % de ferrita
(BCC_A2) e 38 % de austenita (FCC_A1).
Comparando a média das frações de ferrita medidas com o ferritoscópio das amostras
sem deformação com os valores do TC são encontradas diferenças de 7,7 a 16%, esta diferença
pode ocorrer pelo fato da prática ter algumas variáveis que não são contempladas no TC, como
por exemplo problemas com o resfriamento das amostras, com o próprio forno em que foi
realizado o tratamento térmico, dentre outros.
75
Figura 63: Diagrama de equilíbrio do aço superdúplex SAF 2507 pela simulação do software Thermo-Calc.
A análise de difração de raios X na seção longitudinal foi feita conforme apresentado
na metodologia e foram obtidos os difratogramas apresentados nas Figura 64 aFigura 66, com
o objetivo de identificar as fases presentes. Comprovou-se que as fases presentes nas amostras
tratadas a 1100 °C e 1200 °C são ferrita e austenita, mas na amostra tratada a 1000ºC encontrouse também a fase intermetálica sigma, conforme identificado nos difratogramas.
76
γ (111)
α (110)
1600
ε = 0; 1000ºC
200
0
30
40
50
60
70
80
90
α (220)
γ (222)
α (200)
400
γ (311)
600
σ (710)
800
γ (220)
σ (411)
γ (200)
1000
α (211)
1200
σ (002)
σ (410)
σ (202)
σ (331)
Intensidade [cps]
1400
100
110
2θ [º]
Figura 64: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra sem deformação
tratada a 1000ºC.
γ (111)
α (110)
1800
ε = 0; 1100ºC
1400
1200
1000
α (220)
γ (222)
200
γ (311)
α (200)
400
α (211)
600
γ (220)
800
γ (200)
Intensidade [cps]
1600
0
30
40
50
60
70
80
90
100
110
2θ [º]
Figura 65: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra sem deformação
tratada a 1100ºC.
77
α (110)
1600
ε = 0; 1200ºC
1200
α (200)
γ (200)
400
200
γ (220)
600
α (220)
γ (222)
800
γ (311)
1000
α (211)
γ (111)
Intensidade [cps]
1400
0
30
40
50
60
70
80
90
100
110
2θ [º]
Figura 66: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra sem deformação
tratada a 1200ºC.
Na microscopia óptica foi possível notar que as amostras tratadas a 1000 ºC realmente
apresentavam a fase intermetálica sigma (pontos pretos), além de ferrita (região lisa e em alto
relevo) e austenita (com maclas e baixo relevo). Já as amostras tratadas a 1100 e 1200 ºC
apresentaram apenas ferrita e austenita (Figura 67 a Figura 69).
Figura 67: Micrografia da região central do corpo de prova sem deformação tratado a 1000ºC.
78
Figura 68: Micrografia da região central do corpo de prova sem deformação tratado a 1100ºC.
Figura 69: Micrografia da região central do corpo de prova sem deformação tratado a 1200ºC.
Através de 20 imagens automáticas e aleatórias coletadas pelo MEV em imagens de
elétrons retroespalhados (como a da Figura 70) foi determinada a fração da fase sigma na
amostra sem deformação a 1000ºC com auxílio do software AnalySIS Docu do microscópio
Olympus, sendo o valor encontrado 3,68 ± 2,14 %, ou seja de 1,54 a 5,82%.
79
Figura 70: Amostra sem deformação cujo tratamento térmico foi realizado a 1000ºC.
Além de comprovar as fases presentes, a análise de difração de raios X também foi
utilizada para quantificação da fração de ferrita nas amostras que possuíam somente as fases
ferrita e austenita. Os resultados das amostras tratadas a 1100 °C e 1200 °C (que apenas
apresentam ferrita e austenita) sem deformação obtidos por DRX usando o método de Moser,
et al.. (2014) estão apresentados na Tabela 6 e comparados com os valores mensurados pelo
ferritoscópio e com os valores obtidos na simulação de equilíbrio do TC. O valor de austenita
calculado apresentado nesta tabela representa a subtração da ferrita quantificada por medidas
magnéticas e a fração da fase sigma pelo software AnalySis. Nota-se que apesar do ferritoscópio
apresentar a mesma tendência do TC de aumento da fração de ferrita com o aumento da
temperatura de tratamento térmico, não há coincidência entre os valores obtidos
experimentalmente e os obtidos na simulação computacional. Já os dados obtidos por DRX não
mostram a tendência de aumento da fração de ferrita com o aumento da temperatura de
tratamento, indicando que a provável existência de textura cristalográfica invalida a
quantificação de fases por DRX nestas amostras. Inclusive para as amostras sem deformação a
quantificação de fases não mostrou coerência com o embasamento teórico, o valor da fração de
ferrita para 1200 ºC esperado seria maior do que para 1100 ºC e não foi isso que aconteceu.
Uma possível explicação para isto seria que esta metodologia parte do pressuposto de que o
material não possui textura, e mesmo as amostras sem deformação possuem textura, visto que
80
o processamento de obtenção da barra cilíndrica da qual foram retirados os corpos de prova
inclui processo de laminação.
Tabela 6 – Comparação das medidas da fração de ferrita via DRX e ferritoscópio das amostras sem deformação.
Fração
Fração
Fração Fração
Fração
Fração
Temperatura
Fração de
de
Fração de
de
de
de
de
de
de
sigma
ferrita ferrita (%) - ferrita
sigma austenita austenita austenita
tratamento
(%) (%) – Ferritoscópio (%) (%) (%) (%) (%) (ºC)
AnalySIS
DRX
TC
TC
DRX calculada
TC
1000
32,77
39
3,68
6
63,55
54
43,48
56,52
1100
45,94
51
0
54,06
49
42,31
57,69
1200
52,45
62
0
47,55
38
4.2.2
Ensaio de compressão
Através dos ensaios de compressão foi possível gerar as curvas tensão vs. deformação
verdadeiras para cada nível de deformação apresentado (Figura 71 a 75). Apesar das diferenças
microestruturais mostradas anteriormente, não se nota grandes diferenças de comportamento
mecânico nas curvas de compressão apresentadas.
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1000
900
800
700
600
500
400
300
200
100
0
0
0,05
0,1
0,15
0,2
0,25
Deformação verdadeira, εc [-/-]
ε = 0,14, 1000ºC
ε = 0,14, 1100ºC
ε = 0,14, 1200ºC
Figura 71: Curvas de compressão das três temperaturas de tratamento térmico estudadas, tensão verdadeira em
função da deformação verdadeira para a ε = 0,14.
81
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1200
1000
800
600
400
200
0
0
0,05
0,1
0,15
0,2
0,25
0,3
0,35
0,4
Deformação verdadeira, εc [-/-]
ε = 0,28, 1000ºC
ε = 0,28, 1100ºC
ε = 0,28, 1200ºC
Figura 72: Curvas de compressão das três temperaturas de tratamento térmico estudadas, tensão verdadeira em
função da deformação verdadeira para a ε = 0,28.
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1400
1200
1000
800
600
400
200
0
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
Deformação verdadeira, εc [-/-]
ε = 0,42, 1000ºC
ε = 0,42, 1100ºC
ε = 0,42, 1200ºC
Figura 73: Curvas de compressão das três temperaturas de tratamento térmico estudadas, tensão verdadeira em
função da deformação verdadeira para a ε = 0,42.
82
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1200
1000
800
600
400
200
0
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
Deformação verdadeira, εc [-/-]
ε = 0,56, 1000ºC
ε = 0,56, 1100ºC
ε = 0,56, 1200ºC
Figura 74: Curvas de compressão das três temperaturas de tratamento térmico estudadas, tensão verdadeira em
função da deformação verdadeira para a ε = 0,56.
Tensão verdadeira, σc [MPa]
1400
1200
1000
800
600
400
200
0
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
0,9
Deformação verdadeira, εc [-/-]
ε = 0,70, 1000ºC
ε = 0,70, 1100ºC
ε = 0,70, 1200ºC
Figura 75: Curvas de compressão das três temperaturas de tratamento térmico estudadas, tensão verdadeira em
função da deformação verdadeira para a ε = 0,70.
Conforme exposto nas curvas tensão versus deformação, a redução da altura do corpo
de prova sem deformação utilizado para o estudo exploratório atingiu o objetivo esperado de
evitar a ocorrência de flambagem. Outra evidência desta constatação pode ser vista na Figura
83
76 que demonstra a condição final dos corpos de prova para cada deformação imposta, visto
que a redução de altura foi obtida mantendo o paralelismo das bordas do corpo de prova e o
diâmetro apresentou acréscimo uniforme para todas as direções com o aumento da deformação
compressiva imposta perpendicularmente ao topo e base dos cilindros. Assim, a ocorrência de
flambagem observada no estudo exploratório pode ser descartada, e pode-se então assumir que
a deformação imposta às amostras foi uniforme em toda a seção longitudinal dos corpos de
prova.
(a)
(b)
Figura 76: Condição dos corpos de prova depois de efetuado o ensaio de compressão em cada nível de
deformação desejado em (a) vista lateral e (b) vista superior.
4.2.3
Medições magnéticas
Através das medidas magnéticas foi possível notar a considerável redução da fração de
ferrita no topo e na base dos corpos de prova (Figura 77 a Figura 79) e também na seção
longitudinal dos mesmos (Figura 80 a Figura 82) para as três temperaturas de tratamento
térmico. Contudo, antes da redução de fração de ferrita observou-se que para as menores
deformações, levou um pequeno aumento da fração desta fase, o que não havia sido reportado
nos trabalhos anteriormente citados (Magnabosco et al.., 2011; Magnabosco; Avila; Rabechini,
2011; Marangoni, 2012). Assim, pode se supor duas transformações martensíticas induzidas
por deformação: uma ocorrendo à baixas deformações, onde a austenita se transforma em
ferrita, e outra em maiores níveis de deformação, chamada reversa, pois levaria a ferrita a se
transformar em austenita.
84
%Ferrita [ferritoscópio]
40
38
36
34
32
30
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
ε [-/-]
%α do topo e da base do corpo de prova, 1000ºC
Figura 77: Fração de ferrita do topo e da base dos corpos de prova em função do aumento de deformação
verdadeira aplicada referente a 1000ºC de tratamento térmico.
%Ferrita [ferritoscópio]
54
52
50
48
46
44
42
40
38
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
ε [-/-]
%α do topo e da base do corpo de prova, 1100ºC
Figura 78: Fração de ferrita do topo e da base dos corpos de prova em função do aumento de deformação
verdadeira aplicada referente a 1100ºC de tratamento térmico.
85
%Ferrita [ferritoscópio]
61
59
57
55
53
51
49
47
45
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
ε [-/-]
%α do topo e da base do corpo de prova, 1200ºC
Figura 79: Fração de ferrita do topo e da base dos corpos de prova em função do aumento de deformação
verdadeira aplicada referente a 1200ºC de tratamento térmico.
%Ferrita [ferritoscópio]
40
38
36
34
32
30
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
ε [-/-]
%α seção longitudinal do corpo de prova, 1000ºC
Figura 80: Fração de ferrita da seção longitudinal dos corpos de prova em função do aumento de deformação
verdadeira aplicada referente a 1000ºC de tratamento térmico.
86
%Ferrita [ferritoscópio]
50
48
46
44
42
40
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
ε [-/-]
%α seção longitudinal do corpo de prova, 1100ºC
Figura 81: Fração de ferrita da seção longitudinal dos corpos de prova em função do aumento de deformação
verdadeira aplicada referente a 1100ºC de tratamento térmico.
%Ferrita [ferritoscópio]
56
54
52
50
48
46
44
42
40
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
ε [-/-]
%α seção longitudinal do corpo de prova, 1200ºC
Figura 82: Fração de ferrita da seção longitudinal dos corpos de prova em função do aumento de deformação
verdadeira aplicada referente a 1200ºC de tratamento térmico.
As Figura 83 a Figura 85 mostram os gráficos da comparação da fração de ferrita na
seção longitudinal e no topo/ base dos corpos de prova, medida com o ferritoscópio em função
87
da deformação verdadeira aplicada para as três temperaturas de estudo, respectivamente. É
possível notar que na maioria dos casos a seção longitudinal apresentou uma queda mais
acentuada da fração ferrítica. Uma provável explicação deste resultado é a questão de que no
topo e na borda do corpo de prova pode existir algum atrito entre as amostras e as placas de
compressão, ou seja, estas regiões estão expostas a um estado hidrostático mais intenso e a
deformação é menor e menos uniforme, tanto que os desvios padrão desta região na grande
maioria das vezes foram maiores do que os da seção longitudinal.
%Ferrita dos corpos-de-prova
[ferritoscópio]
40
38
36
34
32
30
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
ε [-/-]
Topo e base, 1000ºC
Seção longitudinal, 1000ºC
Figura 83: Comparação entre a quantidade de ferrita no topo e na base do corpo de prova e em sua seção
longitudinal referente ao lote de 1000ºC de temperatura de tratamento térmico.
88
%Ferrita dos corpos-de-prova
[ferritoscópio]
54
52
50
48
46
44
42
40
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
ε [-/-]
Topo e base, 1100ºC
Seção longitudinal, 1100ºC
Figura 84: Comparação entre a quantidade de ferrita no topo e na base do corpo de prova e em sua seção
longitudinal referente ao lote de 1100ºC de temperatura de tratamento térmico.
%Ferrita dos corpos-de-prova
[ferritoscópio]
65
60
55
50
45
40
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
ε [-/-]
Topo e base, 1200ºC
Seção longitudinal, 1200ºC
Figura 85: Comparação entre a quantidade de ferrita no topo e na base do corpo de prova e em sua seção
longitudinal referente ao lote de 1000ºC de temperatura de tratamento térmico.
Além disso, conforme previsto no Thermo-Calc® e o esperado independentemente da
região medida e da quantidade de deformação plástica aplicada, tem-se mais ferrita nas
amostras tratadas a 1200 ºC e menos nas amostras tratadas a 1000ºC, as Figura 86 e Figura 87
89
mostram esta comparação para as três temperaturas em estudo na região topo / base do corpo
de prova e seção longitudinal do corpo de prova, respectivamente.
%Ferrita do topo e base dos corposde-prova [ferritoscópio]
63
58
53
48
43
38
33
28
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
ε [-/-]
1000ºC
1100ºC
1200ºC
%Ferrita da seção longitudinal dos
corpos-de-prova [ferritoscópio]
Figura 86: Fração de ferrita do topo e da base dos corpos de prova em função do aumento de deformação
verdadeira aplicada nas três temperaturas de tratamento térmico em estudo.
55
50
45
40
35
30
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0,6
0,7
0,8
ε [-/-]
1000ºC
1100ºC
1200ºC
Figura 87: Fração de ferrita da seção longitudinal dos corpos de prova em função do aumento de deformação
verdadeira aplicada nas três temperaturas de tratamento térmico em estudo.
90
4.2.4
Difração de raios X
A difração de raios X das amostras foi feita varrendo-se ângulos de difração de 35° a
105° (Figura 88 a Figura 102), a fim de comprovar quais são as fases presentes. Comprovou-se
que nas amostras de 1000ºC além de ferrita e austenita existe a fase sigma conforme previsto
na simulação do Thermo-Calc®. Nas demais amostras foram constatadas as presenças de ferrita
e austenita somente.
γ (111)
α (110)
200
0
30
40
50
60
70
80
90
α (220)
γ (222)
400
α (200)
600
α (211)
800
γ (220)
1000
ε = 0,14; 1000ºC
σ (002)
σ (410)
σ (202)
σ (411)
σ (331)γ (200)
Intensidade [cps]
1200
γ (311)
1400
100
110
2θ [º]
Figura 88: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra com 0,14 de
deformação verdadeira tratada a 1000ºC.
γ (111)
α (110)
1200
0
30
40
50
60
70
80
90
α (220)
γ (222)
γ (311)
200
α (211)
400
α (200)
600
γ (220)
800
σ (002)
σ (410)
σ (202)
σ (411)
σ (331)γ (200)
Intensidade [cps]
1000
ε = 0,28; 1000ºC
100
110
2θ [º]
Figura 89: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra com 0,28 de
deformação verdadeira tratada a 1000ºC.
γ (111)
1400
ε = 0,42; 1000ºC
0
30
40
50
60
70
80
90
α (220)
γ (222)
200
γ (311)
400
α (200)
600
γ (220)
800
α (211)
1000
σ (002)
σ (410)
σ (202)
σ (411)
σ (331)γ (200)
Intensidade [cps]
1200
α (110)
91
100
110
2θ [º]
Figura 90: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra com 0,42 de
deformação verdadeira tratada a 1000ºC.
γ (111)
α (110)
200
0
30
40
50
60
70
80
90
α (220)
γ (222)
400
α (200)
600
α (211)
800
γ (220)
1000
ε = 0,56; 1000ºC
σ (002)
σ (410)
σ (202)
σ (411)
σ (331)
γ (200)
Intensidade [cps]
1200
γ (311)
1400
100
110
2θ [º]
Figura 91: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra com 0,56 de
deformação verdadeira tratada a 1000ºC.
γ (111)
900
ε = 0,70; 1000ºC
700
0
30
40
50
60
70
80
90
α (220)
γ (222)
100
γ (311)
200
α (211)
300
γ (220)
400
α (200)
500
σ (202)
σ (331)
γ (200)
σ (411)
600
σ (002)
σ (410)
Intensidade [cps]
800
α (110)
92
100
110
2θ [º]
Figura 92: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra com 0,70 de
deformação verdadeira tratada a 1000ºC.
α (110)
2000
ε = 0,14; 1100ºC
γ (111)
1500
α (220)
γ (222)
γ (311)
α (211)
α (200)
500
γ (220)
1000
γ (200)
Intensidade [cps]
2500
0
30
40
50
60
70
80
90
100
110
2θ [º]
Figura 93: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra com 0,14 de
deformação verdadeira tratada a 1100ºC.
93
α (110)
1800
ε = 0,28; 1100ºC
1400
1200
γ (111)
1000
α (220)
γ (222)
γ (311)
200
α (200)
400
γ (220)
600
α (211)
800
γ (200)
Intensidade [cps]
1600
0
30
40
50
60
70
80
90
100
110
2θ [º]
Figura 94: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra com 0,28 de
deformação verdadeira tratada a 1100ºC.
α (110)
700
ε = 0,42; 1100ºC
500
γ (111)
400
α (220)
γ (222)
γ (311)
γ (220)
100
α (200)
200
α (211)
300
γ (200)
Intensidade [cps]
600
0
30
40
50
60
70
80
90
100
110
2θ [º]
Figura 95: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra com 0,42 de
deformação verdadeira tratada a 1100ºC.
α (110)
2000
1800
1600
1400
1200
1000
800
600
400
200
0
ε = 0,56; 1100ºC
30
40
50
60
70
80
90
α (220)
γ (222)
γ (311)
α (211)
γ (220)
α (200)
γ (200)
γ (111)
Intensidade [cps]
94
100
110
2θ [º]
Figura 96: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra com 0,56 de
deformação verdadeira tratada a 1100ºC.
α (110)
1800
ε = 0,70; 1100ºC
1400
1200
γ (111)
1000
800
0
30
40
50
60
70
80
90
α (220)
γ (222)
γ (311)
γ (220)
200
α (200)
400
α (211)
600
γ (200)
Intensidade [cps]
1600
100
110
2θ [º]
Figura 97: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra com 0,70 de
deformação verdadeira tratada a 1100ºC.
95
α (110)
800
ε = 0,14; 1200ºC
600
500
α (220)
γ (222)
α (211)
γ (311)
100
γ (220)
200
α (200)
300
γ (200)
400
γ (111)
Intensidade [cps]
700
0
30
40
50
60
70
80
90
100
110
2θ [º]
Figura 98: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra com 0,14 de
deformação verdadeira tratada a 1200ºC.
α (110)
3000
2000
1500
0
30
40
50
60
70
80
90
α (220)
γ (222)
γ (311)
γ (220)
500
α (200)
γ (200)
1000
α (211)
γ (111)
Intensidade [cps]
2500
ε = 0,28; 1200ºC
100
110
2θ [º]
Figura 99: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra com 0,28 de
deformação verdadeira tratada a 1200ºC.
α (110)
2000
1800
1600
1400
1200
1000
800
600
400
200
0
ε = 0,42; 1200ºC
30
40
50
60
70
80
90
α (220)
γ (222)
γ (311)
α (211)
γ (220)
α (200)
γ (200)
γ (111)
Intensidade [cps]
96
100
110
2θ [º]
Figura 100: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra com 0,42 de
deformação verdadeira tratada a 1200ºC.
α (110)
ε = 0,56; 1200ºC
2000
1500
30
40
50
60
70
80
90
α (220)
γ (222)
0
γ (311)
γ (220)
500
α (200)
γ (200)
1000
α (211)
γ (111)
Intensidade [cps]
2500
100
110
2θ [º]
Figura 101: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra com 0,56 de
deformação verdadeira tratada a 1200ºC.
97
α (110)
1600
ε = 0,70; 1200ºC
1200
1000
0
30
40
50
60
70
80
90
α (220)
γ (222)
200
α (200)
γ (200)
400
γ (311)
600
γ (220)
800
α (211)
γ (111)
Intensidade [cps]
1400
100
110
2θ [º]
Figura 102: Difratograma de raios X, compreendendo os ângulos entre 35 e 105o, da amostra com 0,70 de
deformação verdadeira tratada a 1200ºC.
Todas as curvas de intensidade em função do ângulo de difração apresentaram o mesmo
comportamento para cada grupo amostral em função da temperatura de tratamento térmico,
conforme mostrado nas Figura 103 a Figura 105, que representam os valores das condições
mais relevantes ao estudo, sem deformação plástica, com um valor intermediário de deformação
plástica e com o máximo de deformação plástica aplicada de 1000, 1100 e 1200 ºC de
tratamento térmico, respectivamente. Os picos apresentados são relativos apenas às fases ferrita
e austenita nas temperaturas de 1100 e 1200 ºC e também de sigma nas amostras de 1000 ºC.
98
Figura 103: Comparação dos difratogramas de raios X em função da deformação plástica aplicada das amostras
tratadas a 1000ºC.
Figura 104: Comparação dos difratogramas de raios X em função da deformação plástica aplicada das amostras
tratadas a 1100ºC.
99
Figura 105: Comparação dos difratograma de raios X em função da deformação plástica aplicada das amostras
tratadas a 1200ºC.
Através da metodologia utilizada neste trabalho, foi possível calcular a fração de fase
ferrítica pelo tratamento de dados por DRX, comparando estes resultados e os obtidos via
medidas magnéticas (Figura 106 e Figura 107) é possível notar que os obtidos por DRX
apresentaram oscilação elevada e nenhuma tendência definida, além de apresentar quantidade
de ferrita inferiores aos da literatura e aos calculados por Thermo-Calc® (como mostrado na
Tabela 6). Sendo assim, possivelmente devido à presença inevitável de textura, a quantificação
de ferrita por DRX foi inviável neste estudo.
100
%Ferrita dos corpos-de-prova,
1100ºC
55%
50%
45%
40%
35%
30%
0
0.1
0.2
0.3
0.4
0.5
0.6
0.7
0.8
ε [-/-]
DRX
Ferritoscópio
Figura 106: Fração de ferrita medida por DRX em função da deformação plástica aplicada para as amostras
tratadas a 1100ºC.
%Ferrita dos corpos-de-prova,
1200ºC
65%
60%
55%
50%
45%
40%
35%
30%
0
0.1
0.2
0.3
0.4
0.5
0.6
0.7
0.8
ε [-/-]
DRX
Ferritoscópio
Figura 107: Fração de ferrita medida por DRX em função da deformação plástica aplicada para as amostras
tratadas a 1200ºC.
101
4.2.5
Análise microestrutural das amostras deformadas
As micrografias a seguir (Figura 108 a Figura 122) apresentaram ferrita, região lisa e
em alto relevo, austenita, com maclas e baixo relevo e sigma, os pontos negros corroídos nas
amostras tratadas a 1000°C (Figura 108 a Figura 112). Foi analisada a seção longitudinal dos
corpos de prova. Foi possível perceber que quanto mais deformado o material, mais refinada e
preferencialmente orientada torna-se a estrutura constituindo-se apenas ferrita e austenita no
material, exceto para as amostras tratadas a 1000ºC..
Figura 108: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,14 de deformação verdadeira tratado a
1000ºC.
Figura 109: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,28 de deformação verdadeira tratado a
1000ºC.
102
Figura 110: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,42 de deformação verdadeira tratado a
1000ºC.
Figura 111: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,56 de deformação verdadeira tratado a
1000ºC.
Figura 112: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,70 de deformação verdadeira tratado a
1000ºC.
103
Figura 113: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,14 de deformação verdadeira tratado a
1100ºC.
Figura 114: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,28 de deformação verdadeira tratado a
1100ºC.
Figura 115: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,42 de deformação verdadeira tratado a
1100ºC.
104
Figura 116: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,56 de deformação verdadeira tratado a
1100ºC.
Figura 117: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,70 de deformação verdadeira tratado a
1100ºC.
Figura 118: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,14 de deformação verdadeira tratado a
1200ºC.
105
Figura 119: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,28 de deformação verdadeira tratado a
1200ºC.
Figura 120: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,42 de deformação verdadeira tratado a
1200ºC.
Figura 121: Micrografias do corpo de prova com 0,56 de deformação verdadeira tratado a 1200ºC sendo as
regiões (a) o topo, (b) o centro e (c) a base do corpo de prova.
106
Figura 122: Micrografia da região central do corpo de prova com 0,70 de deformação verdadeira tratado a
1200ºC.
4.2.6
Microscopia eletrônica de varredura (MEV)
As análises das microestruturas assim como da composição química das fases presentes
foram realizadas através do uso do MEV. Entretanto, é válido ressaltar que a composição
química é efetuada num ponto, mas existe um volume no qual os raios X são gerados, ou seja,
não será analisado apenas o ponto identificado, mas também parte de suas regiões vizinhas.
Contudo, caso a transformação de fase em estudo esteja acontecendo, provavelmente a austenita
proveniente da ferrita teria composição química distinta da austenita sem deformação. A Figura
123 representa a micrografia da amostra sem deformação tratada a 1000 ºC, na qual estão
indicados os pontos em que foi realizado o EDS para quantificação dos elementos existentes
em cada fase do material (Figura 124 a Figura 126).
107
Figura 123: Micrografia da amostra sem deformação tratada a 1000ºC indicando os pontos de determinação da
composição química.
10000
Mn
Fe
9000
Cr
Intensidade [cps]
8000
7000
6000
5000
4000
3000
Fe
Ni
Mo
Cr
Mn
2000
Cr
Mn
W
Si
1000
W
W
Mo
Fe Ni
W
W
Ni W
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
WW
9
Energia [keV]
Figura 124: Espectro de EDS para o ponto 1 indicado na Figura 123.
10
WW
11
12
108
12000
Fe
Intensidade [cps]
10000
8000
Cr
6000
4000
Fe
Ni
2000
Cr
Si
W
W
0
0
1
Mo
W
2
Fe Ni
W
Cr
Mo
3
4
5
6
7
Ni
WW
8
WW
9
WW
10
11
12
10
11
12
Energia [keV]
Figura 125: Espectro de EDS para o ponto 2 indicado na Figura 123.
12000
Mn
Fe
Intensidade [cps]
10000
8000
Cr
6000
Fe
Ni
Mn
Cu
4000
2000
Cr
Cr
Mn
Mo
Si
Mo
0
0
1
2
3
Fe
Ni
Cu
4
5
6
7
Ni
Cu
Cu
8
9
Energia [keV]
Figura 126: Espectro de EDS para o ponto 3 indicado na Figura 123.
Avaliando as composições químicas da amostra sem deformação tratada a 1000ºC
obtidas pelo MEV (Tabela 7) e pelo Thermo-Calc® (Tabela 8) é possível notar considerável
aderência entre os valores encontrados. O que indica que apesar da análise semi-quantitativa do
EDS não ser pontual e considerar parte das regiões vizinhas os resultados são extremamente
109
satisfatórios. Além disso, não foram observadas diferenças de composição química entre ferrita
e austenita em nenhum momento, visto que a austenita proveniente da ferrita possivelmente
teria composição similar à da fase que a originou. Todavia, as amostras de 1000ºC apresentaram
menor redução de ferrita para a mesma deformação verdadeira aplicada quando comparadas as
amostras tratadas a 1100 e 1200ºC, e assim é interessante efetuar esta análise para estes grupos
de amostras.
Tabela 7 - Resultados da composição química em percentual mássico dos pontos destacados na Figura 123,
referente a amostra sem deformação tratada a 1000°C.
Elemento Ponto 1 - Sigma Ponto 2 - Ferrita Ponto 3 - Austenita
Si
0,50
0,47
0,51
Cr
30,65
28,37
24,73
Mn
0,70
-
0,68
Fe
51,71
59,95
61,88
Ni
4,06
5,09
8,36
Mo
10,15
4,84
3,05
W
2,23
1,27
-
Tabela 8 - Composição química das fases presentes a 1000°C em percentual mássico obtida pelo Thermo-Calc®.
Elemento
Sigma
Ferrita Austenita
Si
Cr
Mn
Fe
Ni
Mo
W
N
C
Cu
V
0,01
31,78
0,34
50,12
3,58
11,38
2,78
0,00
0,00
0,00
0,01
0,47
27,95
0,48
61,31
4,58
4,02
0,76
0,02
0,00
0,38
0,02
0,39
21,51
0,72
64,35
9,00
2,56
0,44
0,22
0,01
0,79
0,01
Foram analisadas duas regiões da microestrutura da amostra mais deformada
plasticamente e tratada a 1100 ºC conforme mostra a Figura 127, os espectros destas regiões
estão apresentados nas Figura 128 e Figura 129, a quantificação de cada elemento químico
destas regiões sumarizados nas Tabelas 9 e 10 os valores de composição química das fases
110
previsto pelo TC, não existindo diferenças significativas entre as composições de ferrita e
austenita medidas pelo EDS e simuladas pelo TC, repetindo o comportamento já observado
para a amostra sem deformação tratada a 1000ºC.
Figura 127: Micrografia da amostra com 0,70 de deformação verdadeira tratada a 1100ºC indicando os pontos de
determinação da composição química.
12000
Mn
Fe
Intensidade [cps]
10000
8000
Cr
6000
Fe
Ni
Mn
Cu
4000
2000
Cr
Cr
Mn
Mo
Si
Fe
Ni
Mo
Cu Ni Cu
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
Energia [keV]
Figura 128: Espectro de EDS para o ponto 1 indicado na Figura 127.
10
11
12
111
12000
Fe
Intensidade [cps]
10000
8000
Cr
6000
4000
Ni
Fe
2000
Mo
Cr
Si
Cr
Fe
Ni
Mo
Ni
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
11
12
Energia [keV]
Figura 129: Espectro de EDS para o ponto 2 indicado na Figura 127.
Tabela 9 - Resultados da composição química em percentual mássico dos pontos destacados na Figura 127,
referente a amostra tratada a 1100ºC com deformação verdadeira de 0,70.
Elemento Ponto 1 - Austenita Ponto 2 - Ferrita
Si
0,39
0,61
Cr
24,37
27,86
Mn
0,82
-
Fe
61,87
61,03
Ni
8,70
5,50
Cu
0,82
-
Mo
3,02
5,00
112
Tabela 10 - Composição química das fases presentes a 1100ºC em percentual mássico obtida pelo ThermoCalc®.
Elemento Ferrita Austenita
Si
0,45
0,35
Cr
27,12
22,90
Mn
0,51
0,70
Fe
61,04
62,79
Ni
5,09
8,78
Mo
4,38
2,81
W
0,85
0,53
N
0,05
0,39
C
0,00
0,02
Cu
0,46
0,71
V
0,04
0,04
Por fim, a microestrutura da amostra mais deformada plasticamente e tratada a 1200 ºC
teve 4 regiões analisadas por EDS (Figura 130), cujos espectros estão apresentados nas Figura
131 a Figura 135 e as quantificações dos elementos presentes nestas regiões nas Tabelas 11 e
12. Novamente não foi possível encontrar regiões indicativas da transformação de fases e
alterações nas composições químicas das fases comparadas aos dados obtidos através da
simulação usando TC, Tabela 13, mesmo na amostra mais deformada plasticamente a 1200 ºC.
Figura 130: Micrografia da amostra com 0,70 de deformação verdadeira tratada a 1200ºC indicando os pontos de
determinação da composição química.
113
12000
10000
Intensidade [cps]
Fe
8000
6000
Cr
4000
Ni
Fe
2000
Cr
Si
Fe
Cr
Mo
Ni
Mo
Ni
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
11
12
10
11
12
Energia [keV]
Figura 131: Espectro de EDS para o ponto 1 indicado na Figura 130.
12000
10000
Intensidade [cps]
Fe
8000
Cr
6000
4000
Fe
Ni
2000
Cr
Mo
Mo
Si
Cr
Fe
Ni
Ni
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
Energia [keV]
Figura 132: Espectro de EDS para o ponto 2 indicado na Figura 130.
114
12000
10000
Intensidade [cps]
Fe
8000
Cr
6000
4000
Fe
Ni
2000
Cr
Mo
Si
Fe
Cr
Ni
Mo
Ni
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
11
12
10
11
12
Energia [keV]
Figura 133: Espectro de EDS para o ponto 3 indicado na Figura 130.
12000
10000
Intensidade [cps]
Fe
8000
Cr
6000
4000
Fe
Ni
2000
Cr
Mo
Si
Cr
Fe
Ni
Mo
Ni
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
Energia [keV]
Figura 134: Espectro de EDS para o ponto 4 indicado na Figura 130.
115
12000
Intensidade [cps]
10000
8000
Fe
Cr
6000
4000
O
Cr
Fe
Ni
2000
Al
Mo
Si
Cr
Fe
Ni
Mo
Ni
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
11
12
Energia [keV]
Figura 135: Espectro de EDS para o ponto 5 indicado na Figura 130.
Tabela 11 - Resultados da composição química em percentual mássico dos pontos destacados na Figura 130,
referente a amostra tratada a 1200ºC com deformação verdadeira de 0,70.
Elemento Ponto 1 - Austenita Ponto 2 - Ferrita Ponto 3 - Ferrita Ponto 4 - Ferrita
Si
0,56
0,76
0,64
0,75
Cr
25,26
27,0
27,08
26,88
Fe
62,55
61,21
61,93
61,54
Ni
8,57
6,36
5,89
6,10
Mo
3,06
4,67
4,46
4,74
Tabela 12 - Resultados da composição química em percentual mássico do ponto 5 destacado na Figura 130,
referente a amostra tratada a 1200ºC com deformação verdadeira de 0,70.
Elemento Ponto 5 - Inclusão
O
11,84
Al
9,17
Si
0,42
Cr
24,55
Fe
45,87
Ni
4,69
Mo
3,46
116
Tabela 13 - Composição química das fases presentes a 1200ºC em percentual mássico obtida pelo ThermoCalc®.
Elemento
Ferrita
Austenita
Si
0,44
0,33
Cr
26,35
23,26
Mn
0,54
0,70
Fe
61,41
62,36
Ni
5,67
8,84
Mo
4,16
2,72
W
0,79
0,53
N
0,08
0,49
C
0,00
0,02
Cu
0,51
0,69
V
0,05
0,05
Nas análises microestruturais feitas no MEV foram encontradas as fases esperadas pela
simulação do TC e identificadas por difrações de raios X. Além disso, apesar da análise semiquantitativa feita pelo EDS não ser capaz de medir um ponto exclusivamente, os resultados de
composição química das fases das amostras apresentados mostram bastante aderência com a
composição química obtida pelo TC, conforme apresentado acima nas Tabelas 8, 10 e 13, para
as temperaturas de 1000, 1100 e 1200 ºC, respectivamente. Além disto, não foi possível
verificar regiões com possíveis indícios da transformação de fases em estudo mesmo nas
temperaturas mais altas de tratamento nas quais a redução de ferrita foi mais intensa e nem nas
amostras com maior deformação plástica aplicada. Outras amostras foram analisadas além
destas apresentadas neste item e estão apresentadas no Apêndice A.
117
5 POSSÍVEIS TRANSFORMAÇÕES DE FASES
Analisando os resultados apresentados obtidos pelas medidas magnéticas é possível
notar que houve a redução da fração de ferrita com o aumento de deformação plástica aplicada.
Todavia, as amostras sem deformação tratadas a 1000 e 1100 ºC (Figura 87) apresentam menor
fração de ferrita do que o das amostras deformadas plasticamente, exceto as deformações
verdadeiras de 0,14 e 0,14 e 0,42, respectivamente. Tal fato pode ser encarado como um erro
experimental, mas tal hipótese seria desmentida dados os baixos valores de desvios-padrão das
medidas. Excluindo-se erro experimental, o aumento da fração de ferrita para baixas
deformações pode ser indício de que em baixas deformações ocorre a transformação
martensítica induzida por deformação de austenita em ferrita fazendo com que a deformação
verdadeira de 0,14 tenha maior fração ferrítica em sua microestrutura. Todavia, maiores
deformações levam a redução da fração de ferrita a níveis menores que aqueles encontrados nas
amostras tratadas termicamente, o que leva a aceitação da hipótese de ocorrência de
transformação martensítica induzida por deformação reversa, de ferrita em austenita, para
deformações maiores que 0,14 nas amostras tratadas a 1000°C e 1100°C.
Aparentemente o fato das amostras tratadas a 1000ºC terem apresentado a fase sigma
exerceu influência sobre as transformações de fase em estudo, visto que nestas amostras a
redução da fração de ferrita foi extremamente baixa quando comparada com este estudo e os
demais citados acima.
Nas amostras tratadas a 1200°C não foi observado o aumento da fração de ferrita em
comparação a amostra sem deformação em nenhum dos níveis de deformação estudados,
portanto neste caso hipoteticamente ocorre apenas a transformação de ferrita em austenita
induzida por deformação, ou seja, transformação martensítica induzida por deformação reversa.
Uma possível explicação para este comportamento é a diferença de composição química entre
as amostras tratadas a 1200 ºC e as de 1000 e 1100 ºC, nas análises de TC. É possível notar que
a ferrita a 1200 ºC apresenta menor teor de cromo e maior de níquel e nitrogênio (Tabela 14),
enquanto a austenita mais cromo e nitrogênio, e menos ferro (Tabela 15).
118
Tabela 14 - Comparação entre as composições químicas mássicas da ferrita determinadas por TC nas três
temperaturas de tratamento.
Elemento
1000ºC
1100ºC
1200ºC
Si
0,47
0,45
0,44
Cr
27,95
27,12
26,35
Mn
0,48
0,51
0,54
Fe
61,31
61,04
61,41
Ni
4,58
5,09
5,67
Mo
4,02
4,38
4,16
W
0,76
0,85
0,79
N
0,02
0,05
0,08
Cu
0,38
0,46
0,51
V
0,02
0,04
0,05
Tabela 15 – Comparação entre as composições químicas mássicas da austenita nas três temperaturas de
tratamento.
Elemento
1000ºC
1100ºC
1200ºC
Si
0,39
0,35
0,33
Cr
21,51
22,90
23,26
Mn
0,72
0,70
0,70
Fe
64,35
62,79
62,36
Ni
9,00
8,78
8,84
Mo
2,56
2,81
2,72
W
0,44
0,53
0,53
N
0,22
0,39
0,49
C
0,01
0,02
0,02
Cu
0,79
0,71
0,69
V
0,01
0,04
0,05
Neste trabalho as reduções da fração de ferrita (medidas por ferritoscópio) foram menos
expressivas quando comparadas às dos estudos apresentados na revisão bibliográfica
(Magnabosco et al.., 2011; Magnabosco; Avila; Rabechini, 2011; Marangoni, 2012), conforme
mostrado na Figura 136. O estudo de Magnabosco; Avila; Rabechini, 2011 foi o que explorou
119
maiores deformações plásticas e, consequentemente o que obteve maior redução da fração de
ferrita, como mostra a Tabela 16. A diferença principal entre estes estudos, é que neles os
esforços mecânicos foram aplicados através de laminação, num estado de deformação biaxial
(estado plano de deformação), ao contrário da deformação aqui aplicada, uniaxial de
compressão, onde a deformação uniforme foi garantida.
Para obter a Figura 136 a redução de altura por laminação foi convertida para
deformação verdadeira efetiva, segundo a equação 18, já que se pode admitir que a laminação
de planos impõe estado plano de deformações, e assim adaptando-se a equação (14) tem-se que
a deformação plástica efetiva na laminação pode ser relacionada a redução de espessura
segundo a equação 18.
ε𝑝 = 1,155*(RE/100)
(18)
onde: εp: deformação plástica efetiva;
RE: redução de espessura
Deste modo, pode se verificar que o modo de deformação provavelmente afeta a
transformação martensítica induzida por deformação nos aços inoxidáveis dúplex em estudo.
Apenas na deformação uniaxial imposta pelo ensaio de compressão foi possível observar a
ocorrência de dois tipos de transformações martensíticas induzidas por deformação, a reversa
que vem sendo estudada, e a direta, que até o momento não havia sido mencionada em outros
trabalhos. Esta transformação direta foi observada apenas nas amostras tratadas a 1000 e 1100
ºC e a diferença entre estas e as tratadas a 1200 ºC é a composição química das fases, sendo
assim, esta transformação possivelmente ativada também por composição química. Ambas as
suposições, tanto forma de carregamento quanto composição química do material, sugerem a
necessidade de estudos mais aprofundados sobre o tema.
120
%Ferrita [ferritoscópio]
60
55
50
45
40
35
30
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
Deformação plástica efetiva, ε [-/-]
1100ºC
1200ºC
Marangoni, 2012
Magnabosco et al., 2011
MAGNABOSCO; AVILA; RABECHINI, 2011
Figura 136: Comparação da queda da fração de ferrita dos resultados deste trabalho com os demais apresentados
na revisão bibliográfica.
Tabela 16 – Comparação da redução total da fração de ferrita em média entre diferentes estudos.
Redução total
na fração de
ferrita (%)
1000ºC
1100ºC
1200ºC
1,89
7,12
15,24
Magnabosco;
Marangoni, Magnabosco
Avila; Rabechini,
2012
et al.., 2011
2011
24,68
40,63
36,81
121
6 CONCLUSÕES
Através da análise dos resultados obtidos e da base teórica desenvolvida foi possível
concluir que:
1. As análises de difração de raios X e análise microestrutural do material como
recebido mostraram que as únicas fases presentes eram ferrita e austenita.
2. As únicas amostras que apresentaram outra fase a não ser austenita e ferrita foram as
solubilizadas a 1000ºC, visto que nestas ocorreu a formação da fase intermetálica sigma.
3. As medições magnéticas mostraram queda da fração de fase ferrítica das amostras
deformadas comparadas com a amostra sem deformação, independentemente da deformação
ser uniforme ou não e da temperatura de tratamento utilizada, exceto nas baixas deformações a
1000 e 1110 ºC.
4. Mesmo depois de aplicada a deformação plástica não ocorreu a formação de novas
fases, mantendo-se as fases preexistentes porém com diferentes proporções.
Isto foi
comprovado pelos resultados de DRX e micrografias obtidas. Logo, é possível descartar a
presença de outras fases nas microestruturas que possam participar da transformação de fases.
5. Os resultados de quantificação de fases através da DRX não foram conclusivos,
possivelmente devido a presença de textura.
6. Os resultados de quantificação de fases por medidas magnéticas apresentaram
tendência coerente ao esperado, tanto em redução da fração de ferrita com o aumento da
deformação, quanto ao fato de que quanto mais elevada a temperatura de tratamento térmico
maior é a fração de ferrita presente no material.
7. Não foi possível encontrar diferenças significativas entre as composições químicas
de ferrita e austenita obtidas por EDS e TC.
8. Foram encontrados indícios de que em baixas deformações ocorre a transformação
martensítica de austenita em ferrita induzida por deformação nas amostras das tratadas a 1000
e 1100 ºC.
9. Para deformações em compressão superiores a 0,14 e 0,42 foi observado uma
possível transformação martensítica direta de ferrita em austenita induzida por deformação para
as amostras de 1100 e 1000 ºC, respectivamente.
10. As amostras tratadas a 1200 ºC apresentaram apenas queda da fração de ferrita para
todos níveis de deformação aplicados, ou seja, apenas transformação de ferrita em austenita,
122
provavelmente devido a diferença de composição química das fases a 1200 °C, se comparadas
às obtidas nas outras temperaturas estudadas.
123
7 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
Para trabalhos futuros sugere-se comparar as transformações martensítica induzidas por
deformação de ferrita em austenita e de austenita em ferrita estudando as características do
material em estudo e dos processos envolvidos que podem influenciar na intensidade desta
transformação de fase, como por exemplo:
a) tamanho de grão;
b) temperatura, apesar do foco deste estudo ser apenas mecânico, seria interessante
avaliar se a temperatura exerce influência na transformação;
c) taxa de deformação;
d) modo de carregamento do material, já que há evidência de que esforços trativos
promovem mais transformação martensítica do que esforços compressivos, fazendo
uso de validações por meio de simulações numéricas;
e) análise microestrutural e quantificação de fases por estereologia quantitativa
utilizando o reagente Beraha modificado;
f)
comparar o modo de carregamento para um mesmo corpo de prova padronizado
para qualquer ensaio mecânico.
124
REFERÊNCIAS
ALMEIDA, A. et al. Monitoramento da Transformação de Fase Induzida por Deformação em
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129
APÊNDICE A – ANÁLISES MICROESTRUTURAIS E EDS
A micrografia da amostra com 0,42 de deformação verdadeira tratada a 1000ºC (Figura
137) teve 6 regiões analisadas por EDS e o espectro de cada uma delas está apresentado da
Figura 138 a Figura 143 e os valores da quantificação de cada ponto estão apresentados na
Tabela 17. Mais uma vez, os pontos analisados apresentam composição química próxima da
prevista pelo TC. Além disso, não foram encontradas regiões com indícios da ocorrência de
transformação de fases, ainda parte da ferrita tornou-se austenita e portanto, esta nova austenita
possivelmente teria composição química similar a da ferrita, contudo isso não pode ser
observado. Todavia, as amostras de 1000ºC apresentaram menor redução de ferrita para a
mesma deformação verdadeira aplicada quando comparadas as amostras tratadas a 1100 e
1200ºC é interessante efetuar esta análise para estes grupos de amostras.
Figura 137: Micrografia da amostra com 0,42 de deformação verdadeira tratada a 1000ºC indicando os pontos de
determinação da composição química.
130
16000
Intensidade [cps]
14000
12000
10000
Fe
8000
6000
Cr
4000
Fe
Ni
2000
Cr
Si MoMo
Fe Ni
Cr
Ni
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
11
12
Energia [keV]
Figura 138: Espectro de EDS para o ponto 1 indicado na Figura 137.
16000
Intensidade [cps]
14000
12000
10000
Fe
8000
6000
Cr
4000
Fe
Ni
2000
Cr
Mo
Si
Cr
Mo
Fe
Ni
Ni
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
Energia [keV]
Figura 139: Espectro de EDS para o ponto 2 indicado na Figura 137.
10
11
12
131
16000
Intensidade [cps]
14000
12000
10000
Fe
8000
Cr
6000
4000
Fe
Ni
Cr
2000
Mo
Mo
Si
Fe
Cr
Ni
Ni
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
11
12
10
11
12
Energia [keV]
Figura 140: Espectro de EDS para o ponto 3 indicado na Figura 137.
16000
Intensidade [cps]
14000
12000
10000
Fe
8000
Cr
6000
4000
Fe
Ni
Cr
2000
Mo
Mo
Si
Cr
Fe
Ni
Ni
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
Energia [keV]
Figura 141: Espectro de EDS para o ponto 4 indicado na Figura 137.
132
16000
Intensidade [cps]
14000
12000
10000
Fe
8000
Cr
6000
4000
Fe
Ni
2000
Cr
Mo
Si
Fe
Cr
Mo
Ni
Ni
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
11
12
10
11
12
Energia [keV]
Figura 142: Espectro de EDS para o ponto 5 indicado na Figura 137.
16000
Intensidade [cps]
14000
12000
10000
Fe
8000
6000
Cr
4000
Fe
Ni
2000
Cr
Mo
Mo
Si
Cr
Fe
Ni
Ni
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
Energia [keV]
Figura 143: Espectro de EDS para o ponto 6 indicado na Figura 137.
133
Tabela 17 - Resultados da composição química em percentual mássico dos pontos destacados na Figura 137,
referente a amostra tratada a 1000ºC com 0,42 de deformação verdadeira.
Ponto 1 -
Ponto 2 -
Ponto 3 -
Ponto 4 -
Ponto 5 -
Ponto 6 -
Austenita
Austenita
Ferrita
Ferrita
Ferrita
Austenita
Si
0,56
0,57
0,78
0,70
0,82
0,56
Cr
25,08
25,21
28,81
28,72
28,92
25,07
Fe
63,06
62,96
61,25
61,17
61,10
63,15
Ni
8,45
8,28
4,90
4,86
4,82
8,38
Mo
2,86
2,98
4,26
4,55
4,34
2,83
Elemento
A amostra referente à 0,42 de deformação verdadeira e tratada a 1100ºC (Figura 144)
teve 3 pontos de análise de EDS realizados (Figura 145 a Figura 147) e as Tabelas 18 e 19
apresentam os teores de cada elemento nestes pontos analisados. Como já destacado para as
amostras de 1000°C, as composições químicas das fases ferrita e austenita obtidas por EDS
estão próximas das simuladas no TC, impedindo confirmar a hipótese de identificação de
regiões de ferrita ou austenita que tenham se originado das transformações martensítica de
austenita em ferrita ou reversa de austenita em ferrita.
Figura 144: Micrografia da amostra com 0,42 de deformação verdadeira tratada a 1100ºC indicando os pontos de
determinação da composição química.
134
12000
Mn
Fe
Intensidade [cps]
10000
8000
Cr
6000
Fe
Ni
Mn
Cu
4000
2000
Cr
Cr
Mn
Mo
Si
Fe
Ni
Mo
Cu Ni Cu
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
11
12
Energia [keV]
Figura 145: Espectro de EDS para o ponto 1 indicado na Figura 144.
12000
Intensidade [cps]
10000
Fe
8000
Cr
6000
4000
Fe
Ni
2000
Si Mo
W
Mo
W W
Cr
Cr
Fe Ni
W
Ni
W W
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
WW
9
Energia [keV]
Figura 146: Espectro de EDS para o ponto 2 indicado na Figura 144.
10
WW
11
12
135
14000
Intensidade [cps]
12000
Al
Cr
Ce
O
10000
8000
6000
Ce
Ni
Fe
Mg
4000
2000
Ce
Ce Ce
Cr
Ce
Fe
Ce Ce Ce
Ca
Cr
Ca
Ce
Ce
Si S
Ca
0
0
1
2
3
4
5
6
Fe Ni
7
Ni
8
9
10
11
12
Energia [keV]
Figura 147: Espectro de EDS para o ponto 3 indicado na Figura 144.
Tabela 48 - Resultados da composição química em percentual mássico dos pontos destacados na Figura 144,
referente a amostra tratada a 1100ºC com 0,42 de deformação verdadeira.
Elemento Ponto 1 - Austenita Ponto 2 - Ferrita
Si
0,54
0,47
Cr
24,57
27,96
Mn
0,66
-
Fe
61,86
60,09
Ni
8,37
5,44
Cu
0,71
-
Mo
3,30
4,83
W
-
1,22
136
Tabela 19 - Resultados da composição química em percentual mássico dos pontos destacados na Figura 144.
Elemento Ponto 3 - Inclusão
O
37,68
Mg
3,27
Al
20,62
Si
0,30
S
0,88
Ca
2,03
Cr
3,44
Fe
5,88
Ni
0,44
Ce
25,46
137
ANEXO A – CARTÃO-REFERÊNCIA DO ICDD PARA AUSTENITA
138
ANEXO B – CARTÃO-REFERÊNCIA DO ICDD PARA FERRITA
139
ANEXO C – CARTÃO-REFERÊNCIA DO ICDD PARA SIGMA
140