SEQUÊNCIAS TERMOMECÂNICAS E FRONTEIRAS DO TIPO CSL NO AÇO API 5L X80
Renato Soares de Castro1; Yogendra Prasad Yadava2; Ricardo Artur Sanguinetti Ferreira2,*,
1Instituto Federal de Ciência e Tecnologia de Pernambuco-IFPE, Recife-Pe
2,*Universidade Federal de Pernambuco-UFPE, Av. Ac Hélio Ramos s/n, CDU, Recife-PE, [email protected].
Resumo
Os sítios de coincidências, CSL, são tipos especiais de fronteiras criadas a partir de cristais únicos que são desalinhados por meio da rotação, ou inclinação, de um plano cristalográfico específico em torno de um eixo, de forma que são gerados novos cristais com pontos de coincidência entre eles. As fronteiras CSL em aços ARBL e sua relação com os tratamentos termomecânicos ainda não são citados na bibliografia. Neste trabalho, a criação deste tipo de fronteira foi estudada em função do nível de deformação aplicada durante tratamento termomecânico do aço API 5L X80. Os resultados mostraram que o tratamento termomecânico elevou a ocorrência de fronteiras do tipo CSL, particularmente as do tipo Ʃ3. A deformação na fase austenítica (numa temperatura de não-recristalização - TNR) modifica significativamente o grau de desorientação entre grãos, influenciando a nucleação de subgrãos nos pacotes cristalográficos de ferrita acicular; evidenciando que o mecanismo de deformação neste microconstituinte é um fator importante para a formação deste tipo fronteira.
Palavras-chave: Sequência termomecânica; API 5L X80, Fronteira do tipo CLS
INTRODUÇÃO
Os sítios de coincidências, CSL, são tipos especiais de fronteiras nas quais os cristais vizinhos estão desalinhados por meio da rotação, ou inclinação, de um plano cristalográfico específico em torno de um eixo de forma que são gerados pontos de coincidência entre as duas redes. A figura 1 mostra a representação bidimensional da ocorrência de CSL entre duas redes cúbicas
desalinhadas entre si pela rotação de 36,9º em torno do eixo ˂100˃. Os pontos negros representam os sítios de coincidência entre as duas redes cristalinas. No espaço tridimensional os sítios coincidentes podem ser entendidos como superestruturas 3D nas quais um número de pontos do reticulado de grãos vizinhos se sobrepõe (1).
Figura 1 - Contorno Ʃ5 formado pela coincidência entre duas redes cúbicas desalinhadas em 36,9º em torno do eixo ˂100˃.
Os contornos CSL são descritos por números inteiros ímpares, Ʃ, cuja razão 1/Ʃ representa a proporção de sítios comuns em ambas as redes(2)
. Quanto menor o valor de Ʃ, mais simétrico é o contorno. Considerando-se que os sítios de coincidência originam um novo reticulado, o valor de Ʃ pode ser entendido como a razão entre o volume da célula unitária original do reticulado e volume da célula unitária do super-reticulado formado pelo CSL. Na tabela 1 são apresentados fronteiras CSL presentes no reticulado CCC, com os respectivos ângulos típicos e eixo de rotação. Nos cristais cúbicos os contornos CSL estão relacionados aos contornos de alto ângulo, sendo os Ʃ3 Ʃ9 e Ʃ27 caracterizados como contornos do tipo geminado.
Estudos anteriores feitos em aços inoxidáveis(3) mostram que os contornos CSL apresentam um menor nível de energia quando comparado às fronteiras desordenadas. Isto tem levado ao estudo de métodos para desenvolvimento de aços com elevada quantidade de fronteiras CSL a fim de minimizar o efeito da corrosão intragranular em aços inoxidáveis. No entanto, na literatura, não observamos haver estudos a respeito de fronteiras CSL em aços ARBL nem sua relação com a aplicação de tratamentos termomecânicos.
Tabela I - Simetrias CSL frequente em sistemas cúbicos. CSL Eixo Ângulo (°) Ʃ3 111 60 Ʃ5 100 36,9 Ʃ7 111 38,2 Ʃ9 110 38,9 Ʃ11 110 50,5 MATERIAIS E MÉTODOS
O material para estudo foi o aço API 5L grau X80 fornecido pela siderúrgica USIMINAS. Sua composição química, obtida por espectrometria de emissão, está dada na tabela abaixo:
Tabela II - Composição química do aço em estudo.
Elemento químico (% em peso)
C S Al Si P Ti V Cr Mn Ni Cu Nb Mo
0,07 0,004 0,036 0,27 0,016 0,018 0,022 0,17 1,55 0,01 0,01 0,069 0,19
Os corpos de prova foram produzidos em forma de tiras com dimensões de 100 x 9,5 x 6,0 mm, obtidos a partir da usinagem de chapas de 3/4 pol. de espessura. As faces a serem laminadas foram acabadas pelo processo de fresagem obtendo dimensão final de 6,0 ± 0,2 mm.
As amostras foram aquecidas em forno do tipo mufla até a temperatura de 950 ºC, mantidas por 15 min. e laminadas, na direção longitudinal da amostra, em laminador duo simples com cilindros de 80 mm de diâmetro a uma taxa de deformação de 1,8 s-1. Os percentuais de deformação aplicados foram de 10% a 35%, seguidos de resfriamento contínuo em água ou tratamento isotérmico por imersão em banho de chumbo (figura 2-a).
A temperatura da amostra na saída do laminador (figura 2-b) foi medida por meio de termocâmera com emissividade ajustada para 0,95. Foram produzidas amostras a partir de diferentes condições de deformação e resfriamento, definidas a partir da interpretação de resultados citados na
literatura. A fim de se conseguir uma microestrutura com predominância de ferrita acicular, as temperaturas escolhidas para realização do tratamento isotérmico abrangem o intervalo de temperatura no qual distintos autores relatam ser favorável à formação deste microconstituinte (4-7)
Figura 2 – (a) representação gráfica do tratamento termomecânico: 1-resfriamento contínuo, 2-tratamento isotérmico; (b) Medição de temperatura por termografia
No tratamento com resfriamento contínuo investigou-se o efeito da deformação plástica na microestrutura resultante. Amostras submetidas a resfriamento contínuo foram deformadas plasticamente de 10% até 35%, sendo este valor máximo de deformação limitado pela potência do laminador. Amostras não deformadas também foram tratadas para fins de comparação.
No tratamento isotérmico estudaram-se amostras deformadas em 10% e submetidas a distintas temperaturas de tratamento (400, 550 e 600 C). Diante dos primeiros resultados obtidos para o tratamento isotérmico, verificou-se que este percentual de deformação seria o mínimo suficiente para favorecimento à formação de microestrutura acicular, sendo então mantido para a condição isotérmica na qual se trataram amostras com distintos tempos de permanência e temperaturas.
As análises microestruturais foram realizadas com uso de microscópio eletrônico de varredura de marca JEOL modelo JSM-5900LV equipado com módulo para EBSD (figura 3.3). Utilizou-se magnificação de 500x e uma malha de 247x147 pontos, com step de 1 µm. A taxa média de indexação nas análises foi de 80%, considerada como muito boa, pelos parâmetros do
(a)
fabricante do equipamento, onde valores a partir de 57% já são tidos como aceitáveis. A aquisição e análise dos dados foram realizadas com uso dos software Flamenco e Tango, partes integrantes do pacote CHANNEL 5 (HKL Company, 2010).
As amostras para análise de EBSD foram cortadas com disco de corte de precisão e lixadas manualmente com papeis de granulometria 400, 600, 800, 1200 e 1500. O polimento foi realizado com pasta de diamante de granulometria de 6 µm e 1 µm, seguidas de polimento em alumia coloidal de 1 µm por 2 horas.
Figura 3 - Análises de EBSD: (a) imagem da superfície da amostra durante a varredura da superfície para aquisição de sinal de EBSD (b) microscópio JEOL modelo JSM-5900LV com detector para EBSD – LNNANO-LNLS.
RESULTADOS E DISCUSSÃO
Os mapas de polo inverso (figura 4.) mostram o aspecto geral das microestruturas do aço como recebido e das amostras submetidas ao tratamento termomecânico com percentual de deformação de 10%, 25% e 35%. Os grãos, definidos a partir de fronteiras com grau de desorientação superior a 15°, são representados em cores correspondentes a respectiva orientação cristalográfica, dadas pela figura de polo.
Pode-se observar uma evolução na microestrutura de uma morfologia com contornos regulares e grãos definidos (figura 4-a e 4-b) para uma morfologia menos regular e mais refinada (figura 4-c e 4-d). O aspecto quantitativo desta modificação microestrutural será tratado nos tópicos seguintes.
Figura 4.17 - (a): Mapas de polo inverso (a) aço como recebido, (b) 10% de deformação (c), 25% de deformação(d), 35% de deformação.
Pode observar-se, a partir da comparação entre os histogramas da figura 5, que o aço como recebido apresenta grãos cuja frequência de distribuição aproxima-se do perfil de distribuição log normal. (figura 5-a). Para a condição de tratamento com deformação de 10% observa-se o aumento da frequência em baixos ângulos (2° a 15°) e também em alto ângulo (50° a 60°) (figura 5-b) quando comparado ao aço como recebido. Esta tendência é mantida para as demais condições, tendo sido verificada a maior frequência em baixo ângulo na amostra com deformação de 25%. Este resultado, reforçado pela análise das micrografias de MEV, mostra que a modificação no perfil de distribuição do grau de desorientação é uma consequência do efeito da deformação plástica sobre a nucleação da ferrita e formação de subgrãos nos pacotes cristalográficos de ferrita acicular.
O aumento da deformação plástica da austenita em temperatura de não recristalização (TNR) estimula a formação de sítios intragranulares favoráveis à nucleação da ferrita acicular (8) cuja microestrutura é formada por pacotes cristalográficos com um grau de desorientação entre si em torno dos 5°, com subunidades desalinhadas de 1° a 2° (5). Tal análise é também é coerente com
c
b
a
o resultado obtido no estudo das frações recristalizadas, subestruturadas e deformadas, onde as maiores frações de fase subestruturada ocorrem nas amostras deformadas de 10% e 25% (figura 4.24), evidenciando a presença destes subgrãos, conforme já mostrado anteriormente (1).
Figura 5 - Perfil de distribuição do grau de desorientação (a) aço como recebido, (b) 10% de deformação (c), 25% de deformação(d), 35% de deformação.
Guo e colaboradores (9), ao estudar propriedades mecânicas em juntas soldadas de aço com predominância de ferrita acicular, atribuíram o aumento de dureza em determinadas regiões à presença de graus de desorientação de até 3º nessa microestrutura. Segundo aquele autor a alta frequência de baixo ângulo é uma boa indicação do grau de refinamento da estrutura. Aqui é possível relacionar este fator aos valores de dureza apresentados na tabela 4.1, onde o crescente nível de deformação coincide com maiores valores de durezas e maiores frequência em baixo ângulo.
Estudando-se o perfil de distribuição do grau de desorientação também foi possível identificar a presença de fronteiras do tipo CSL, identificadas pelas
linhas coloridas nos mapas da figura 6. Os contornos de grão com grau de desorientação superior a 15° estão representados em preto.
Figura 6 - Mapas de contorno de grão e fronteiras CSL (a) aço como recebido, (b) amostra com 10% de deformação.
Figura 7 - Histograma de distribuição de fronteiras CSL (a) aço como recebido, (b) amostra com 10% de deformação.
A figura 4.19 mostra a distribuição de fronteiras CSL para as condições como recebido e tratado com deformação de 10%, nesta última observa-se o evidente aumento de fronteiras do tipo Ʃ3, assim como a diminuição de outras simetrias. Na tabela 3 pode-se verificar que o tratamento termomecânico elevou a ocorrência de fronteiras do tipo CSL, particularmente as do tipo Ʃ3, em todas as condições de tratamento termomecânico quando comparado à condição do aço como recebido. O percentual de ocorrência de 29% de Ʃ3 no material como recebido (não deformado) elevou-se para 43% na amostra submetida a 10% de deformação, mantendo-se em patamares próximos a este para deformações superiores (tabela III), evidenciando que o mecanismo de deformação é um fator importante na formação deste tipo fronteiras especiais.
a b
Tabela III - Frequência de ocorrência de fronteiras CSL e seu efeito no perfil de desorientação para diversas condições de deformação.
Deformação (%) CSL (%) Ʃ3 (%) Ʃ3/CSL (%) Desorientação (58°-60°)(%) 0 12,1 3,5 29 5,6 10 16,2 7,0 43 11,4 25 15,2 7,1 47 10,6 35 12,9 5,7 44 8,8
A ocorrência de fronteiras do tipo CSL está associada a fenômenos do tipo geminado (10) onde o ordenamento da sequência de empilhamento de planos é interrompido por uma sequencia de empilhamento distinta do ordenamento do reticulado voltando, em seguida, ao ordenamento normal. Esta situação gera fronteiras que separam regiões de mesmo ordenamento designadas como gêmeas (1-2). Este tipo de fenômeno foi constatado em regiões intragranulares de amostras deformadas, sendo possível observar a ocorrência de grau de desorientação simétrico das regiões ordenadas (geminadas) em relação à fronteira, conforme já mostrado (1). Esta ocorrência é fator favorável à formação de fronteiras especiais do tipo CSL.
Pode-se observar a existência de uma relação entre o perfil de desorientação e a ocorrência de fronteiras do tipo CSL. Considerando-se que no reticulado CCC as fronteiras do tipo Ʃ3 são geradas a partir da rotação de um ângulo de 60° do plano ˂111˃ pode-se inferir que o aumento dos contornos Ʃ3 deve ter uma equivalente modificação no perfil de distribuição do grau de desorientação das fronteiras em valores próximos a 60°. A figura 5-b confirma esta expectativa ao mostrar um acréscimo da frequência dos ângulos de desorientação no intervalo de 58°a 60°. No aço como recebido a porcentagem de contornos com grau de desorientação incluído neste intervalo corresponde apenas a 5,6% (tabela 4.4) do total enquanto que na amostra deformada em 10% (onde ocorre elevado acréscimo de fronteiras do tipo Ʃ3) esta ocorrência sobe para 11,4% e se mantém, nas amostras submetidas a maiores deformações, em patamares superiores àquele observado no aço como recebido.
Assim como para as fronteiras Ʃ3, a alteração da quantidade de outras simetrias Ʃ pode ser detectada pela respectiva modificação no perfil de desorientação. A tabela IV mostra a frequência de ocorrência de fronteiras CSL e a modificação no perfil de desorientação em torno do ângulo característico de cada simetria Ʃ. O acréscimo de frequência de fronteiras Σ3 e Σ11, assim como a redução de fronteiras Σ5, Σ7 e Σ9, detectada nas amostras deformadas em 10% (quando comparado ao material como recebido) têm uma respectiva variação no perfil de desorientação.
A fim de sumarizar estas evidências a tabela 4 mostra para estes tipos de fronteiras, a frequência de ocorrência de fronteiras CSL e respectiva alteração do perfil de desorientação para cada simetria Ʃ. O desvio máximo aceitável para cada tipo de CSL pode ser calculado usando-se como paramento o critério de Brandon (HKL company, 2010) definido como 15°/Ʃ1/2
.
Tabela IV – Frequência de ocorrência de fronteiras CSL e respectiva alteração do perfil de desorientação para cada simetria Ʃ.
Ʃ Eixo Ângulo(°) CSL (%) Freq. do grau de desorientação (%) 0% def. 10% def. Var* 0% def. 10%def. Var* 3 111 60,0 28,7 43,3 14,6 5,6 11,4 5,8 5 100 36,9 3,1 1,8 -1,3 8,5 3,6 -4,9 7 111 38,2 4,6 2,1 -2,5 9,3 3,9 -5,4 9 110 38,9 4,8 2,1 -2,7 9,4 4,1 -5,3 11 110 50,5 5,6 9,6 4,0 12,6 14,6 2,0
*Var = variação dos percentuais de CSL entre o material como recebido e tratado com 10% de deformação.
A diminuição das fronteiras CSL do tipo Ʃ5, Ʃ7 e Ʃ9, verificada nas amostras submetidas a tratamento termomecânico (figura 7-b), quando comparada ao material como recebido, pode ser evidenciada no perfil de desorientação (figura 6-b) por meio da diminuição da frequência no intervalo de
33,5 a 41,5. Ao passo que o acréscimo de fronteiras do tipo Ʃ11 se revela com o aumento da frequência em torno dos 50°.
Em estudos anteriores(3) é relatado que o aumento da fração de contornos especiais tem influência significativa nas propriedades do material(3,11). Contornos de baixo ângulo, assim como CSL de baixo Σ são inativos e mais resistentes à fratura do que as fronteiras aleatórias de elevada energia (12).
Levando-se em conta que a tensão de fratura é muito maior para contornos coincidentes com baixo Σ (3)
, o aumento da quantidade de contornos de baixo Σ ou a diminuição de contornos de elevado Σ é um fator determinante para o controle da fragilidade intragranular por meio do controle da distribuição de contorno de grão (13). Assim é de se esperar que a amostra submetida a tratamento termomecânico com deformação de 25% apresente a maior resistência à fratura intragranular uma vez que associa uma elevada fração de fronteiras Σ3 com baixa ocorrência de contornos com Σ˃29.
Suzuki et al (14) não somente verificou a importância de fronteiras de baixo Ʃ, como também conseguiu medir seus limites de resistência ao desenvolver um método para avaliação da resistência de fronteiras CSL em materiais metálicos. Esse autor comparou os valores de limite de resistência à fratura para distintos tipos de contornos especiais em uma liga Cr-Ni e concluiu que a resistência a fratura é maior para fronteiras do tipo Ʃ3 e decresce para as fronteiras Ʃ5, Ʃ9, Ʃ7 e Ʃ11, nesta ordem.
Considerando-se os resultados de Suzuki et al (14), o significativo aumento de 3,5 para 7,0% na quantidade de fronteiras Ʃ3, evidenciado na amostra deformada em 10% (tabela 4), favorece o aumento da resistência do material. No entanto, os decréscimos das quantidades de Ʃ5, Ʃ7, Ʃ9 podem comprometer este benefício, uma vez que apesar de serem fronteiras menos resistentes que as Ʃ3, não se pode mensurar qual o efeito de sua diminuição na resistência do material. A constatação de Suzuki et al (14) para ligas de Cr-Ni, reforça a influência positiva da aplicação do tratamento termomecânico, em aços ARBL, uma vez que promoveu o acréscimo significativo de fronteiras Ʃ3 em todas as amostras quando comparadas ao material como recebido.
CONCLUSÕES
É possível obter a microestrutura predominantemente de ferrite acicular em aço HSLA desde que sequências termomecânicas adequadas sejam aplicadas, a partir da temperatura não recristalização (TNR) da austenita;
A formação de fronteiras do tipo CSL é influenciada por tratamento termomecânico onde é possível relacionar a alteração de perfil desorientation com o aumento de fronteiras do tipo Σ3 e Σ11 e inibição da formação de fronteiras do tipo Σ5 Σ7 e Σ9;
A formação de fronteiras do tipo Σ3, estimulada por sequências termomecânicas, mostrou-se benéfica para melhorar a resistência, onde a intensidade de deformação desempenha um papel importante no desenvolvimento de limites especiais CSL.
5. BIBLIOGRAFIA
1. SOARES DE CASTRO, R., SANGUINETTI FERREIRA, R. A; PEDROSA, I. R. V.; YADAVA, Y. P. Effects of Thermomechanical Treatment on the Occurrence of Coincident Site Lattice Boundaries in High Strength Low Alloy Steel - Materials Research; 16(6): 1350-1354, 2013.
2. SOARES DE CASTRO, R.; PEDROSA, I. R. V.; YADAVA, Y. P.;
SANGUINETTI FERREIRA, R. A; Obtaining an Acicular Microstructure by Thermomechanical Sequences in X-80 Steel - Metallurgical and Materials Transactions A volume 45A, September, 4186—4191, 2014.
3. ARAFIN, M. A.; SZPUNAR, J. A. A new understanding of intergranular stress corrosion cracking resistance of pipeline steel through grain boundary character and crystallographic texture studies. Corrosion Science 51: 119–128, 2009.
4. TANG, Z.; STUMPF, W. The role of molybdenum additions and prior deformation on acicular ferrite formation in microalloyed Nb–Ti low-carbon line-pipe steels. Materials Characterization, 59: 717-728., 2008.
5. KIM, Y. M.; LEE H.; KIM N. J. Transformation behavior and microstructural characteristics of acicular ferrite in linepipe steels. Materials Science Engineering A478: 361-370, 2008.
6. BABU, S. S. The mechanism of acicular ferrite in weld deposits. Current Opinion in Solid State & Materials Science, 8: 267-278, 2004.
7. KRAUSS, G; THOMPSON, S.W. Ferrite microstructures in continuosly cooled low and ultralow carbon steels. ISIJ, Vol. 35, n. 8, p. 937-945, 1995.
8. LEE, C. H.; BHADESHIA, H. K. D. H.; LEE, H-C. Effect of plastic deformation on the formation of acicular ferrite. Materials Science Engineering A360: 249-257, 2003.
9. GUO, A.; MIRSA, R. D. K.; LIU, J.; CHEN, L.; HE, X.; JANSTO S. J. Analysis of the microstructure of the heat-affected zone of an ultra-low carbon and niobium-bearing acicular ferrite steel using EBSD and its relationship to mechanical properties. Materials Science and Engineering A, 527: 6440-6448. 2010.
10. KUMAR, R. B.; DAS, S. K.; MAHATO, B.; DAS, A.; CHOWDHURY, G. S. Effect of large strains on grain boundary character distribution in AISI 304L austenitic stainless steel. Materials Science and Engineering A 454–455: 239–244, 2007.
11. GAZDER, A. A., CAO, W., DAVIES, C. H. J., PERELOMA, E., V. An EBSD investigation of interstitial-free steel subjected to equal channel angular extrusion. Materials Science and Engineering A 497: 341–352, 2008.
12. YU, H. Influences of microstructure and texture on crack propagation path of X70 acicular ferrite pipeline steel, Journal of University of Science and Technology, vol. 15, nº 6, 683-687, 2008.
13. KUMAR, R. B.; DAS, S. K.; MAHATO, B.; DAS, A.; CHOWDHURY, G. S. Effect of large strains on grain boundary character distribution in AISI 304L austenitic stainless steel. Materials Science and Engineering A 454–455: 239–244, 2007.
14. SUZUKI, A, GIGLIOTTI, M.F.X, SUBRAMANIAN, P. R.; Novel technique for evaluating grain boundary fracture strength in metallic materials. Scripta Materialia 64 1063–1066, 2011.
THERMOMECHANICAL SEQUENCE AND CSL BOUNDARIES IN API 5L X80 STEEL
ABSTRACT
The coincidence sites lattice - CSL are special types of boundaries created from single crystals that are misaligned by rotation or tilting, to a specific crystallographic plane around an axis. So these crystals are generated new coincidence points between them. The CSL boundaries in HSLA steels and its relationship with the thermomechanical treatments are not yet listed in the bibliography. In this work, the creation of this type of boundary was studied as a function of the level of applied strain during thermomechanical treatment of steel API 5L X80. The results showed that the thermomechanical treatment increased the occurrence of boundaries of the CSL, particularly of the type Σ3. The deformation in the austenitic phase (at temperature of not-recristalização- TNR) modifies significantly the degree of misorientation between grains, influencing the nucleation of subgrains in crystallographic packages of acicular ferrite; showing that the deformation mechanism in this microconstituent is an important factor for the formation of this boundary type.
