UFOP - CETEC - UEMG
REDEMAT
R
EDET
EMÁTICA EME
NGENHARIA DEM
ATERIAISUFOP – CETEC – UEMG
Dissertação de Mestrado
"Efeito de Tratamentos Isotérmicos às Temperaturas
de 475ºC e 850ºC na Microestrutura e na Resistência
à Fadiga de um Aço Inoxidável Duplex UNS S32304"
Autor: Thompson Júnior Ávila Reis
Orientador: Prof. Dr. Leonardo Barbosa Godefroid
Coorientadora: Profª. Dra. Margareth Spangler
Andrade
UFOP - CETEC - UEMG
REDEMAT
R
EDET
EMÁTICA EME
NGENHARIA DEM
ATERIAISUFOP – CETEC – UEMG
Thompson Júnior Ávila Reis
"Efeito de Tratamentos Isotérmicos às Temperaturas de 475ºC e
850ºC na Microestrutura e na Resistência à Fadiga de um Aço
Inoxidável Duplex UNS S32304"
Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais da REDEMAT, como parte integrante dos requisitos para a obtenção do título de Mestre em Engenharia de Materiais.
Área de concentração: Análise e Seleção de Materiais
Orientador: Prof. Dr. Leonardo Barbosa Godefroid
Coorientadora: Prof
a. Dra. Margareth Spangler Andrade
ii
Catalogação: [email protected]
R375e Reis, Thompson Júnior Ávila.
Efeito de tratamentos isotérmicos às temperaturas de 475°C e 850°C na microestrutura e na resistência à fadiga de um aço inoxidável duplex UNS S32304 [manuscrito] / Thompson Júnior Ávila Reis. – 2013.
xxviii, 142f.: il. color.; grafs.; tabs.
Orientador: Prof. Dr. Leonardo Barbosa Godefroid. Coorientadora: Profª Drª Margareth Spangler Andrade.
Dissertação (Mestrado) - Universidade Federal de Ouro Preto. Escola de Minas. Rede Temática em Engenharia de Materiais.
Área de concentração: Análise e Seleção de Materiais.
1. Aço inoxidável - Teses. 2. Resistência dos materiais - Teses. 3. Metais - Fadiga - Teses. 4. Fragilização - Fase alfa linha - Teses. 5. Fragilização - Fase sigma - Teses. I. Godefroid, Leonardo Barbosa. II. Andrade, Margareth Spangler. III. Universidade Federal de Ouro Preto. IV. Título.
iv
... se clamares por entendimento, e por inteligência alçares a tua voz, se como a prata a buscares e como a tesouros escondidos a procurares, então entenderás o temor do Senhor, e acharás o conhecimento de Deus. Porque o Senhor dá a sabedoria; da sua boca vem o conhecimento e o entendimento. Ele reserva a verdadeira sabedoria para os retos; escudo é para os que caminham na sinceridade. Para que guardes as veredas do juízo, e conserve o caminho dos seus santos. Então entenderás justiça, e juízo, e equidades, e todas as boas veredas, porquanto a sabedoria entrará no teu coração, e o conhecimento será suave à tua alma.
v
vi
AGRADECIMENTOS
Agradeço a Deus, porque somente Ele sabe o quão difícil foi chegar aqui. E eu creio que foi Ele quem me sustentou e não me deixou desanimar em momento algum.
Agradeço ao meu orientador, o professor doutor Leonardo Barbosa Godefroid, por ser mais do que um orientador, mas um exemplo de ética, compromisso e dedicação.
À minha co-orientadora, doutora Margareth Spangler Andrade, por sempre me entusiasmar e por acreditar na minha capacidade.
Agradeço à empresa Aperam South América por apoiar o meu trabalho de mestrado e doar o material para pesquisa.
À faculdade Presidente Antônio Carlos em Conselheiro Lafaiete nas pessoas do diretor pedagógico, doutor Paulo Moraes e do coordenador do curso de engenharia mecânica, mestre Luciano Franco, por permitirem a utilização do laboratório de usinagem para fabricação dos corpos de prova para ensaios de impacto Charpy e a utilização do Laboratório de Tratamentos Térmicos para a realização de todos os tratamentos térmicos.
Agradeço ao CNPQ por financiar bolsa de estudos para realização desta pesquisa. Ao professor doutor Luiz Cláudio Cândido pelas importantes contribuições na avaliação da proposta de projeto deste trabalho.
À empresa União Usinagem, principalmente o seu proprietário Renato Serafim por também apoiar este trabalho concedendo equipamentos para fabricação de corpos de prova.
À empresa Mecânica GG, por nos atender com prontidão e com profissionalismo na fabricação dos corpos de prova de fadiga.
Agradeço aos técnicos de laboratórios da UFOP, Sidney, Anísio, Graciliano e Paulo, por sempre estarem prontos a ajudar na realização dos ensaios e análises.
Agradeço ao meu amigo doutor José Mário Vilela, que muito me incentiva e não mede esforços para me ajudar.
Agradeço aos meus alunos do curso de engenharia mecânica Edmilson, Fagner, Luiz Antônio e André Lima por me ajudarem emprestando ferramentas para fabricação de corpos de prova e disponibilizando serviços com profissionalismo para fabricação de fixadores.
vii
SUMÁRIO
LISTA DE FIGURAS... x
LISTA DE TABELAS...xxi
LISTA DE NOTAÇÕES...xxiii
RESUMO...xxvii
ABSTRACT...xxviii
1. INTRODUÇÃO...1
2. OBJETIVOS...3
3. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA...4
3.1. Aços Inoxidáveis Duplex...4
3.1.1. Histórico...4
3.1.2. Classificação...5
3.1.3. Propriedades mecânicas...7
3.1.4. Características microestruturais e efeito dos elementos de liga...10
3.1.5. Soldabilidade...23
3.1.6. Resistência à corrosão...24
3.2. O Fenômeno de Fadiga...26
3.2.1. Mecanismo de falha por fadiga...27
3.2.2. Ensaios de fadiga...35
viii
4. MATERIAIS E MÉTODOS...49
4.1. Material...49
4.2. Métodos...49
4.2.1. Tratamentos isotérmicos...50
4.2.2. Caracterização estrutural...51
4.2.3. Ensaios mecânicos...54
5. RESULTADOS E DISCUSSÃO...59
5.1. Caracterização microestrutural...59
5.1.1. Aço inoxidável duplex no estado de entrega...59
5.1.2. Aço inoxidável duplex envelhecido a 475ºC...63
5.1.3. Aço inoxidável duplex envelhecido a 850ºC...69
5.2. Ensaios mecânicos...76
5.2.1. Aço inoxidável duplex envelhecido a 475ºC...76
5.2.2. Aço inoxidável duplex envelhecido a 850ºC...92
5.3. Análises por Fratografia...109
5.3.1. Fratura sob tração...110
5.3.2. Fratura por impacto...113
5.3.3. Fratura por fadiga em regime de baixo ciclo...118
5.3.4. Fratura por fadiga em regime de alto ciclo...126
6. CONCLUSÕES...132
x
LISTA DE FIGURAS
Figura 3.1 – Microestrutura de um aço inoxidável duplex UNS S31803 seção longitudinal à direção de laminação...6 Figura 3.2 – Microestrutura de um aço inoxidável duplex do tipo UNS S31803 em três diferentes direções em relação à laminação...8 Figura 3.3 – Efeito do trabalho a frio nas propriedades mecânicas de um aço UNS S31803...9 Figura 3.4 – Diagrama de fase ternário Fe-Cr-Ni. Detalhe indicando o efeito do N
elevando a temperatura em que inicia o surgimento da fase γ...11
Figura 3.5 – Precipitações que ocorrem em aços inoxidáveis duplex...13 Figura 3.6 – Diagrama de precipitações isotérmicas em temperaturas na faixa de 550ºC e 1100ºC para o aço UNS S31803 (qualidade 2205) recozido a 1050ºC. As linhas pontilhadas e tracejadas são referentes ao início de transformação nos aços UNS S32304 e UNS S32750 (qualidades 2304 e 2507), respectivamente...14 Figura 3.7 – Região de imiscibilidade do Cr no Fe com distinção entre as regiões em que
a precipitação ocorre por decomposição espinodal (1) ou por nucleação e crescimento (2)...18 Figura 3.8 – Seção do diagrama de equilíbrio do sistema Fe-Cr-Ni...19 Figura 3.9 – Diagrama de precipitações isotérmicas para o aço UNS S31803 (classe 2205) recozido a 1050ºC...19 Figura 3.10 – Energia absorvida ao impacto e dureza Rockwell C em função do tempo de envelhecimento para um aço UNS S31803 envelhecido a 425ºC...20 Figura 3.11 – Imagens de MET de (a) precipitados na forma de agulhas da fase α’ nos
xi área B = [351] de um aço inoxidável duplex UNS S31803...21 Figura 3.12 – Interface entre as fases α e γ. A fase α, ou δ (notação utilizada por Weng et
al., 2004 para designar a fase ferrita) apresenta aspecto rugoso devido a presença da fase α’ em ambas as imagens...22
Figura 3.13 – Flutuação de tensão senoidal com amplitude e frequência constantes (a) e flutuação de tensões com amplitude e frequência aleatórias (b)...27 Figura 3.14 – Relações entre estágios e períodos da vida em fadiga e fatores relevantes...28 Figura 3.15 – Intrusões (vales) e extrusões (picos) que se formaram na superfície de um
metal após deformação plástica cíclica...29 Figura 3.16 – Modelo Cottrell-Hull para formação de intrusões e extrusões a partir de dois planos de deslizamento ativos que se interceptam...30 Figura 3.17 – Efeito do contorno de grão no crescimento de uma trinca em uma liga de alumínio...33 Figura 3.18 – Desvio da direção do crescimento de uma microtrinca. Transição entre os
estágios I e II de crescimento de trinca...33 Figura 3.19 – Taxa de propagação de trinca por fadiga em função do fator de intensidade de tensões...34 Figura 3.20 – Diagrama esquemático do layout para realização de ensaios de fadiga com controle de deformação...36 Figura 3.21 – Corpos de prova para ensaios de fadiga com controle de tensão... 37 Figura 3.22 – Magnitude de tensão em função do logaritmo do número de ciclos até a falha por fadiga para o latão vermelho, uma liga de alumínio e um aço C...38 Figura 3.23 – Curva de Wöhler esquemática para a vida de nucleação de trinca e a vida de
xii Figura 3.24 – Curva de Wöhler obtida com um número reduzido de corpos de prova...40 Figura 3.25 – Efeito das tensões médias na curva S-N...41 Figura 3.26 – Relações entre a resistência à fadiga (107 a 108 ciclos) obtida em ensaios de
flexão e o limite de resistência à tração para aços ligados e ao carbono...42 Figura 3.27 – Diferença nas amplitudes de tensões para ensaios com amplitude de
deformação constante igual 4,0x10-3 para aço inoxidável duplex envelhecido e recozido...46 Figura 4.1 – Forno mufla utilizado na realização dos tratamentos isotérmicos do aço inoxidável duplex UNS 32304 estudado. No detalhe os valores de configuração e real da temperatura do forno para um dos tratamentos em temperaturas relativamente baixas...51 Figura 4.2 – Corpo de prova para ensaio de tenacidade ao impacto Charpy tipo A com detalhamento das suas dimensões...55 Figura 4.3 – Corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 para ensaio de tenacidade ao impacto Charpy tipo A...55 Figura 4.4 – Corpo de prova para ensaios de fadiga segundo a norma ASTM E 466-02 com detalhamento das suas dimensões em mm...57 Figura 4.5 – Visão detalhada do corpo de prova para ensaios de fadiga e em detalhe a região útil do corpo de prova e a cabeça com rosca...58 Figura 5.1 – Microestrutura do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega
xiii Figura 5.3 – Morfologia dos grãos de γ no centro da chapa indicando diferença em suas
dimensões em relação às demais regiões. Seção transversal à laminação. (a) 120X e (b) 310X referente à região delimitada pelo retângulo na posição (a). Ataque químico Beraha...61 Figura 5.4 – Imagem por MVS (a) topográfica e (b) magnética do aço inoxidável duplex
UNS S32304 no estado de entrega. Sentido longitudinal à laminação. 1.540X. Polimento com OP-S...62 Figura 5.5 – Distribuição e morfologia das fases α (escura) e γ (clara) na amostra do aço UNS S32304 tratada isotermicamente a 475ºC por 100h (a) sentido longitudinal e (b) sentido transversal à laminação. 310X. Ataque químico Beraha...64 Figura 5.6 – Imagens por MFA do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega (a) e envelhecido a 475ºC por 100h (b). 1.500X. Ataque eletrolítico em Ácido Oxálico...65 Figura 5.7 – Imagens por MFA da superfície do aço inoxidável duplex UNS S32304 (a) e (b) no estado de entrega e (c) após tratamento isotérmico a 475ºC por 100h. Imagens por MFM (d) referente à região em (a), (e) referente à região em (b) e (f) referente à região em (c). As imagens (g), (h) e (i) por MFM são ampliações das regiões delimitadas pelos quadrados nas posições (d), (e) e (f), respectivamente. Polimento com OP-S...66 Figura 5.8 – Imagens por MFA do aço inoxidável duplex UNS S32304 no sentido
transversal à laminação; (a), (b) e (c) no estado de entrega e (d), (e) e (f) após envelhecimento a 475ºC por 100h. As imagens (b) e (e) são ampliações das regiões delimitadas nas imagens (a) e (d), respectivamente. As imagens (c) e (f) são ampliações das regiões delimitadas nas imagens (b) e (e), respectivamente. (a) e (d) 1.000X, (b) e (e) 3.000X e (c) e (f) 22.000X. Ataque eletrolítico em Ácido Oxálico...67 Figura 5.9 – Microestrutura do aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC
xiv α. 610X. Ataque químico Beraha...70
Figura 5.10 – Microestrutura do aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h, sentido longitudinal de laminação. As setas brancas indicam provavelmente a presença da fase σ. 890X. Ataque químico Beraha...70
Figura 5.11 – Imagem por MFA do aço inoxidável duplex UNS S32304 no sentido longitudinal à laminação após envelhecimento a 850ºC por 50h indicando a presença de partículas da fase σ à esquerda da imagem e de um fino precipitado localizado pelas setas brancas na interface entre as fases α e γ, à direita da imagem. 4.300X. Polimento com OP-S...72 Figura 5.12 – Imagens por MFA de grosseiras partículas intermetálicas no aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. Sentido longitudinal à laminação; (a) 8.400X e (b) 4.800X. Polimento com OP-S...72 Figura 5.13 – Perfil topográfico obtido por MFA de uma partícula da fase σ observada no
xv entrega e após envelhecimento a 475ºC por 100h...77 Figura 5.19 – Dureza do aço inoxidável duplex UNS S32304 após diversos tratamentos
isotérmicos na temperatura de 475ºC. Escala de dureza Vickers, carga 62,5kg...80 Figura 5.20 – Microdureza Vickers (carga de 10g) nas fases α e γ do aço inoxidável duplex
UNS S32304 em função do tempo de envelhecimento a 475ºC...81 Figura 5.21 – Identações de microdureza Vickers (carga 10g) nas fases α e γ do aço inoxidável duplex UNS S32304, (a) no estado de entrega e (b) após envelhecimento a 475ºC por 100h. 1.100X. Ataque eletrolítico com ácido oxálico...82 Figura 5.22 – Efeito do tempo de envelhecimento a 475ºC na energia absorvida (a) e expansão lateral (b) do aço inoxidável duplex UNS S32304 na temperatura ambiente...83 Figura 5.23 – Efeito do tempo de envelhecimento a 475ºC na dureza e na energia absorvida ao impacto do aço inoxidável duplex UNS S32304 na temperatura ambiente...85 Figura 5.24 – Curvas de Wöhler referentes ao regime de fadiga com vida finita para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após envelhecimento a 475ºC por 100h...86 Figura 5.25 – Relação entre as propriedades mecânicas de tração e dureza com a
xvi Figura 5.28 – Curvas σ-ε médias para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de
entrega e após envelhecimento a 850ºC por 50h...94 Figura 5.29 – Imagens topográficas por MFA do aço inoxidável duplex UNS S32304
envelhecido a 850ºC por 50h (a) não deformado e (b) extraído do corpo de prova de tração em um ponto afastado da fratura e (c) próximo à fratura. Imagens de domínios magnéticos por MFM (d) referente à região visualizada em (a), (e) referente à região visualizada em (b) e (f) referente à posição visualizada em (c). 1.000X. Polimento com OP-S...95 Figura 5.30 – Trincas intergranulares que propagaram longitudinalmente ao sentido de
carregamento no ensaio de tração. Aço UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. 440X. Ataque químico Beraha...96 Figura 5.31 – Imagens por MFA ilustrando o efeito da fase σ na ocorrência do fenômeno
de delaminação no ensaio de tração no aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. Posição (a) região próxima à ponta da trinca principal de delaminação e posição (b) ampliação da região delimitada pelo quadrado em (a). (a) 1.400X e (b) 4.800X. Polimento com OP-S...97 Figura 5.32 – Imagem por MFA de uma partícula da fase σ fraturada no ensaio de tração do aço inoxidável duplex UNS S32304 após tratamento isotérmico a 850ºC por 50h. 10.000X. Polimento com OP-S...98 Figura 5.33 – Posição da trinca de delaminação em relação à região de segregação de Ni no
aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. 80X. Ataque químico Beraha...99 Figura 5.34 – Dureza do aço inoxidável duplex UNS S32304 após diversos tratamentos
isotérmicos na temperatura de 850ºC. Escala de dureza Vickers, carga 62,5kg...100 Figura 5.35 – Microdureza Vickers (carga de 10g) nas fases α e γ do aço inoxidável duplex
xvii químico Beraha...102 Figura 5.37 – (a) Imagem por MFA das indentações nas fases constituintes da matriz do aço inoxidável duplex UNS S32304 após o envelhecimento a 850ºC e em uma partícula da fase σ. 3.900X. Polimento com OP-S. (b) Curvas de carga-deslocamento para as três identações ilustradas na posição (a)...103 Figura 5.38 – Efeito do tempo de envelhecimento a 850ºC na energia absorvida (a) e expansão lateral (b) do aço inoxidável duplex UNS S32304 na temperatura ambiente...104 Figura 5.39 – Curvas de Wöhler referentes ao regime de fadiga com vida finita para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após envelhecimento a 850ºC por 50h...105 Figura 5.40 – Relação entre as propriedades mecânicas de tração e dureza com a
resistência à fadiga para o aço inoxidável duplex no estado de entrega e após envelhecimento a 850ºC por 50h: em baixo ciclo (a) e em alto ciclo(b)...107 Figura 5.41 – Relações entre tenacidade ao impacto e alongamento com a resistência à fadiga em regime de baixo ciclo (a) e alto ciclo (b) para o aço inoxidável duplex no estado de entrega e após tratamento isotérmico a 850ºC por 50h...108 Figura 5.42 – Fraturas de corpos de prova de tração do aço inoxidável duplex UNS S32304
(a) no estado de entrega, (b) envelhecido a 475ºC por 100h e (c) envelhecido a 850ºC por 50h...110 Figura 5.43 – Imagens por MEV de fraturas dos corpos de prova de tração do aço
xviii duplex UNS S32304: no estado de entrega (a) e após envelhecimento a 475ºC por 1h (b), 6h (c), 12h (d), 25h (e), 50h (f) e 100h (g)...113 Figura 5.46 – Fratura de corpos de prova de tenacidade ao impacto para o aço inoxidável duplex UNS S32304: no estado de entrega (a) e após envelhecimento a 850ºC por 5h (b), 10h (c) e 50h (d)...115 Figura 5.47 – Imagens por MEV de fraturas dos corpos de prova de tenacidade ao impacto do aço inoxidável duplex UNS S32304: no estado de entrega (a), envelhecido a 475ºC por 100h (b) e envelhecido a 850ºC por 50h (c). 35X...116 Figura 5.48 – Imagens por MEV de fraturas de corpos de prova de tenacidade ao impacto do aço inoxidável duplex UNS S32304: no estado de entrega (a), envelhecido a 475ºC por 100h (b) e envelhecido a 850ºC por 50h (c). 1.000X...117 Figura 5.49 – Fratura por fadiga em regime de baixo ciclo em corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega, (a) visão macroscópica de toda a extensão da fratura, (b) detalhe da fratura maior por fadiga, (c) detalhe da região de fratura final e (d) detalhe da fratura menor por fadiga. As setas brancas, nas posições (b) e (c), partem da região de nucleação de trincas e apontam na direção de propagação...119 Figura 5.50 – Detalhes dos pontos de nucleação de trinca por fadiga em regime de baixo ciclo no corpo de prova ilustrado na Figura 5.49. Parte da fratura mais curta, (a) 250X, (b) 500X e (c) 1.000X. Região de fratura por fadiga mais extensa, (d) 250X, (e) 500X e (f) 1.000X. As setas brancas partem dos pontos de nucleação de trinca e apontam na direção de propagação destas em todas as posições...120 Figura 5.51 – Região de colapso final do corpo de prova ilustrado na Figura 5.49-a para o aço inoxidável duplex no estado de entrega...121 Figura 5.52 – Fratura por fadiga em regime de baixo ciclo em corpo de prova do aço
xix macroscópica de toda a extensão da fratura...122 Figura 5.53 – Detalhes do ponto de nucleação de trinca por fadiga em regime de baixo ciclo no corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 475ºC por 100h. (a) região de propagação de trinca estável, 35X, (b) e (c) região de nucleação da trinca por fadiga, 250X e 500X, respectivamente. As setas brancas partem dos pontos de nucleação de trinca e apontam na direção de propagação destas em todas as posições...123 Figura 5.54 – Fratura por fadiga em regime de baixo ciclo em corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. Visão macroscópica de toda a extensão da fratura...124 Figura 5.55 – Região de propagação de trinca estável por fadiga em regime de baixo ciclo no corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 após tratamento isotérmico a 850ºC por 50h. A seta parte do ponto de nucleação de trinca e aponta na direção de propagação desta...124 Figura 5.56 – Região de nucleação de trinca por fadiga em regime de baixo ciclo no corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 após tratamento isotérmico a 850ºC por 50h. Direção de propagação da trinca da direita para esquerda. A seta parte do ponto de nucleação de trinca e aponta na direção de propagação desta...125 Figura 5.57 – Região de propagação de trinca instável no corpo de prova de fadiga no
regime de baixo ciclo do aço inoxidável duplex UNS S32304 após tratamento isotérmico a 850ºC por 50h...125 Figura 5.58 – Imagem macroscópica de fraturas por fadiga em regime de alto ciclo dos
xx entrega: (a) região de propagação estável de trinca, 35X, (b) e (c) região de nucleação da trinca por fadiga, 250X e 500X, respectivamente. As setas partem do ponto de nucleação de trinca e apontam na direção de propagação desta...128 Figura 5.60 – Detalhes do ponto de nucleação de trinca por fadiga em regime de alto ciclo
no corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 tratado isotermicamente a 475ºC por 100h: (a) região de propagação estável de trinca, 35X, (b) e (c) região de nucleação da trinca por fadiga, 250X e 500X, respectivamente. As setas partem do ponto de nucleação de trinca e apontam na direção de propagação desta...129 Figura 5.61 – Detalhes do ponto de nucleação de trinca por fadiga em regime de alto ciclo
xxi
LISTA DE TABELAS
Tabela 3.1 – Composição química e PREN das principais ligas de aços inoxidáveis duplex no estado forjado...7 Tabela 3.2 – Propriedades mecânicas nominais dos aços inoxidáveis duplex mais comuns, o austenítico tipo ABNT 304 e o ferrítico tipo ABNT 429...8 Tabela 4.1 – Composição química em % de massa do aço inoxidável duplex UNS
32304...49 Tabela 5.1 – Efeito do tratamento isotérmico a 475ºC por 100h no comportamento
mecânico sob tração do aço inoxidável duplex UNS S32304...76 Tabela 5.2 – Valores de dureza Vickers (carga 62,5kg) do aço inoxidável duplex UNS
S32304 no estado de entrega e após tratamento isotérmico a 475ºC em diferentes tempos de exposição...79 Tabela 5.3 – Valores de microdureza Vickers (carga de 10g) do aço inoxidável duplex
UNS S32304 no estado de entrega e após tratamento isotérmico a 475ºC com diversos tempos de exposição...80 Tabela 5.4 – Valores de energia absorvida ao impacto e expansão lateral na temperatura ambiente para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após tratamentos isotérmicos a 475ºC...83 Tabela 5.5 – Efeito do tratamento isotérmico a 850ºC por 50h no comportamento
mecânico sob tração do aço inoxidável duplex UNS S32304...92 Tabela 5.6 – Valores de dureza Vickers (carga 62,5kg) do aço inoxidável duplex UNS
S32304 no estado de entrega e após tratamento isotérmico a 850ºC em diferentes tempos de exposição...99 Tabela 5.7 – Valores de microdureza Vickers (carga de 10g) do aço inoxidável duplex
xxii Tabela 5.8 – Valores de energia absorvida ao impacto e expansão lateral para o aço
xxiii
LISTA DE NOTAÇÕES
ɑ Comprimento de trinca
a Parâmetro de escala na função de distribuição de Weibull ABNT Associação Brasileira de Normas Técnicas
AFM Atomic Force Microscopy (Microscopia de Força Atômica)
AISI American Institute of Steels and Irons (Instituto Americano de Ferro e Aço) AOD Descarburação por sopro combinado de oxigênio e argônio
ASM American Society of Materials (Sociedade Americana de Materiais) ASTM American Society of Techniques and Materials (Sociedade Americana de
Técnicas e Materiais)
b Expoente de resistência à fadiga
b Parâmetro de forma na função de distribuição de Weibull
C Carbono
C Constante na Equação de Paris
CETEC-MG Fundação Centro Tecnológico de Minas Gerais CNC Comando numérico computadorizado
CPT Critical pitting temperature (Temperatura crítica de pites)
Cr Cromo
Creq Cromo equivalente
Cu Cobre
dɑ/dN Taxa de crescimento de trinca
xxiv EBSD Electron Backscattering Diffraction (Difração de Elétrons Retroespalhados) F(g) Função de geometria, carregamento e taxa de crescimento da trinca
Fe Ferro
G Fase G
H Hidrogênio
IMOA International Molybdenum Association (Associação Internacional de Molibdênio)
K Fator de intensidade de tensões KC Tenacidade à Fratura
KIC Tenacidade à Fratura
Kmax Fator de intensidade de tensões máximo Kt Fator de concentração de tensões
MD30 Temperatura em que 30% de martensita se forma com 50% de deformação MEV Microscópio Eletrônico de Varredura
MEV-FEG Microscópio Eletrônico de Varredura – Field Emission Gum (Emissão de Campo)
MFM Magnetic Force Microscopy (Microscopia de Força Magnética)
Mo Molibdênio
MTS Measurements Techniques System (Sistema e Técnicas de Medição) N Constante na equação de Paris
N Nitrogênio
xxv
Ni Níquel
Nieq Níquel equivalente
OP-S Oxide Polish – Silicon (Óxido para Polimento - Sílica) P(x) Função de distribuição normal
PREN Pitting Resistance Equivalent Number (Número equivalente à resistência ao pites)
R Fase R
R Razão entre tensões mínimas e máximas
RA Redução de área
S Tensão nominal
Sa Amplitude de tensão de resistência à fadiga S’f Coeficiente de resistência à fadiga
Si Silício
SPM Scanning Probe Microscopy (Microscopia de Varredura por Sonda Mecânica)
T Temperatura
UNS Unified Numbering System for Metals and Alloys (Sistema numérico unificado para metais e ligas)
v Variável integrada na função de distribuição de Weibull
W Tungstênio
x Variável integrada na função de distribuição de Weibull
x0 Valor mínimo para vida em fadiga na função de distribuição de Weibull ZTA Zona termicamente afetada
α Fase ferrita
xxvi α’ Fase Martensita CCC induzida por deformação
γ Fase austenita
γ2 Fase austenita secundária ΔK Fator de intensidade de tensões ΔK0 Fator de intensidade de tensões limiar Δσ intervalo de tensões
ε Deformação
μ Valor médio
σ Fase sigma
σ Desvio Padrão
σa Amplitude de tensões
σm Tensões médias
σmáx Tensão máxima
σmin Tensão mínima
σUS Tensão limite de resistência à tração σYS Tensão limite de escoamento
xxvii
RESUMO
xxviii
ABSTRACT
1
1. INTRODUÇÃO
Para sustentar o meio de vida da sociedade moderna é necessário que processos produtivos estejam em continuo desenvolvimento, proporcionando assim condições para que bens de valor estejam sempre disponíveis para aquisição à medida que se fazem necessários. O melhoramento dos processos produtivos em muitos casos converge para a utilização de materiais que possuem desempenho diferenciado.
Atualmente, o Brasil vive um importante acontecimento, trata-se da descoberta de uma expressiva reserva de petróleo e gás natural, o pré-sal. Devido ao fato destas reservas estarem localizadas a grandes profundidades, a sua exploração em escala industrial depende de elevados investimentos e avançada tecnologia (Lima, 2008). Quando a utilização destas novas reservas em escala industrial for uma realidade, a necessidade de construir novas plataformas de exploração e refinarias é um fato incontestável. Neste contexto, os aços inoxidáveis, mais precisamente os aços inoxidáveis duplex, representam um grupo de material de grande importância devido às suas propriedades específicas como alta resistência mecânica se comparado com aços inoxidáveis convencionais e boa resistência à corrosão em muitos meios.
Em função disso, faz-se necessário entender o comportamento do material quanto à sua integridade estrutural nas diversas situações em que se pretende utilizá-lo. Os aços inoxidáveis duplex possuem uma ampla gama de propriedades de interesse geral, mas o seu uso está limitado a uma estreita faixa de temperaturas. Isto se dá principalmente devido ao fato destes aços sofrerem uma série de alterações metalúrgicas como a precipitação de novas fases em diferentes faixas de temperatura. Praticamente todas estas fases são prejudiciais ao desempenho do material. Algumas delas, como a fase σ, a fase χ, carbonetos, nitretos e γ2 surgem em altas temperaturas, sendo associadas a baixas taxas de resfriamento durante o processamento do material, como processos de fabricação de componentes que envolvem etapas de soldagem ou tratamentos térmicos realizados em temperaturas abaixo daquelas em que ocorre a completa solubilização de todos os elementos de liga. Outras, como a fase α’, a fase G e a fase R precipitam em temperaturas relativamente baixas e elevados tempos de exposição, sendo associadas às condições de utilização do material (IMOA, 2009).
2 Mas impedir que fases precipitem pela exposição do material a temperaturas relativamente elevadas durante sua utilização, seja relacionado à temperatura de trabalho do componente ou em etapas de fabricação por processos que envolvam soldagem, por exemplo, é algo complexo de alcançar. Estas condições incentivam o esclarecimento dos efeitos destes precipitados nas propriedades do material. Pode-se afirmar que conhecer estes efeitos é a maneira mais adequada de garantir que o material será utilizado em condições controladas e seguras, sem oferecer riscos ao desempenho do componente.
Para entender o efeito de alterações metalúrgicas nas propriedades dos materiais, ensaios devem ser realizados em condições em que estas alterações sejam evidentes, como por exemplo, após tratamentos térmicos para precipitação de novas fases.
Quanto às propriedades mecânicas, na maioria das vezes, uma avaliação em condições estáticas de carregamento não é suficiente para predizer o comportamento do material durante o seu uso. Isto devido ao fato de que componentes em uso geralmente estão submetidos a condições flutuantes de carregamento, às vezes em ambientes corrosivos. Situação esta que pode levar à deformação plástica localizada, seguida da nucleação e do crescimento de trincas até a ruptura do componente mesmo quando a amplitude de carregamento imposta a este é relativamente baixa. Para entender melhor o comportamento do material nestas condições, ensaios de fadiga se fazem necessários (Barsom e Rolfe, 1987).
Os resultados dos ensaios de fadiga permitem identificar se o componente irá ou não sofrer degradação por fadiga em função do carregamento no qual está exposto. No caso da constatação de que as condições de uso envolvem fenômenos de fadiga, estes resultados também permitem prever qual a sua vida útil. Assim, a realização de ensaios de fadiga, combinados com ensaios de tenacidade ao impacto, de resistência à tração e medições de dureza permitem o esclarecimento dos efeitos de mudanças microestruturais do material no seu comportamento mecânico, sendo este o foco principal desta pesquisa.
3
2. OBJETIVOS
O objetivo geral desta pesquisa foi investigar o efeito de diferentes tratamentos isotérmicos na microestrutura e nas propriedades mecânicas de um aço inoxidável duplex UNS S32304 laminado a quente.
4
3. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
Neste capítulo são apresentadas características gerais dos aços inoxidáveis duplex, sendo que particular ênfase é dada às questões relacionadas à precipitação das fases α’ e σ e seus efeitos nas propriedades mecânicas da liga, principalmente no que diz respeito ao comportamento em fadiga. Além disso, fundamentos sobre os mecanismos de fadiga, as técnicas de ensaios de fadiga e os conceitos sobre as principais técnicas de análise microestrutural empregadas também são relatados.
3.1. Aços Inoxidáveis Duplex
3.1.1. Histórico
Até o início do século XX, período em que a revolução industrial já estava fortemente consolidada, convivia-se com um problema relacionado à necessidade de se obter materiais que fossem especificamente resistentes à corrosão. Nas primeiras décadas deste século, pesquisas isoladas em diversos pontos do mundo alcançaram sucesso quanto à questão da resistência à corrosão a partir de ligas de Fe-Cr e Fe-Cr-Ni. Surgiam então as classes mais comuns dos aços inoxidáveis. Nos Estados Unidos, em 1911, o primeiro aço inoxidável ferrítico; na Inglaterra, em 1912, a primeira liga de aço inoxidável martensítico e na Alemanha, também em 1912, foi patenteado o primeiro aço inoxidável austenítico (Padilha e Guedes, 2004 e Pinto, 2001).
Somente aproximadamente vinte anos mais tarde iriam surgir as primeiras ligas de aço inoxidável duplex. Segundo Charles (1991) antes de 1933 na França, um erro na fabricação de uma liga de aço inoxidável austenítico que deveria conter 18% Cr - 9% Ni - 2,5% Mo acabou levando a uma liga com 20% Cr - 8% Ni - 2,5% Mo que possuía uma alta fração volumétrica de α.
5 calor, vasos de pressão, plantas de dessalinização, indústria nuclear, farmacêutica, alimentícia, de fertilizantes, petroquímica, química, entre outras (Fontes, 2009 e Badji et al., 2008).
Uma grande limitação quanto à utilização das ligas de aços inoxidáveis duplex da primeira geração era a questão da soldabilidade, uma vez que, devido à maior fração volumétrica de α que se formava na zona termicamente afetada, esta região perdia resistência à corrosão e tenacidade. Condição que limitava a utilização destes aços à somente aplicações onde não havia procedimentos de soldagem envolvidos. Esta questão foi solucionada a partir de 1968 quando foi desenvolvido o processo de refino de aços inoxidáveis por descarburação por sopro combinado de oxigênio e argônio (AOD). Desde então, com o aperfeiçoamento desta técnica, faixas mais estreitas de composição química puderam ser obtidas. Além disso, possibilitou a adição e controle de N, elemento que estabiliza a γ na zona termicamente afetada mantendo as mesmas características quanto à resistência à corrosão e tenacidade do metal de base de componentes soldados. Surgia, neste momento, a segunda geração de aços inoxidáveis duplex, definidos desta forma devido à presença do N como elemento de liga (IMOA, 2009).
Charles (1991) aponta outras vantagens relacionadas ao surgimento do processo de refino de aços inoxidáveis a partir da descarburação com oxigênio e argônio. A precisão quanto ao controle da composição química reflete diretamente na reprodutibilidade, ou seja, controle mais preciso das frações volumétricas de α e γ.
3.1.2. Classificação
Os aços inoxidáveis duplex podem ser conceituados como uma classe de aços inoxidáveis que possui uma microestrutura bifásica com frações volumétricas de γ e α aproximadamente iguais e ambas com teor suficientemente alto de Cr (acima de 13%) para tornar o material inoxidável (Hättestrand et al., 2009; Pinto, 2001). A similaridade nas frações volumétricas de α e γ é obtida realizando-se tratamentos térmicos de solubilização em temperaturas que variam entre 1000ºC e 1200ºC seguido de resfriamento brusco (Magnabosco, 2001).
6 se apresenta em tonalidade mais escura. Os efeitos do processo de laminação alongando os grãos do material na direção da deformação também podem ser observados.
Figura 3.1: Microestrutura de um aço inoxidável duplex UNS S31803 seção longitudinal à direção de laminação.
Fonte: Young et al., 2007.
As propriedades físicas destes aços, como densidade, calor específico, resistividade elétrica e módulo de elasticidade em diversas temperaturas estão entre as dos aços inoxidáveis ferríticos e austeníticos, tendendo a serem mais próximas dos aços inoxidáveis ferríticos e de aços C. A maioria dos aços inoxidáveis duplex possuem resistência à corrosão sob tensão e resistência à corrosão por pites maior que os aços da série 300 (IMOA, 2009).
IMOA (2009) esclarece que atualmente os aços inoxidáveis duplex são uma classe de aços inoxidáveis que pode ser dividida em cinco grupos distintos. Esta divisão é em função da composição química e da resistência à corrosão por pites, sendo mensurada a partir do número equivalente de resistência ao pite (PREN), conforme Equação 3.1.
PREN = %Cr + 3,3(%Mo + 0,5%W) + 16%N (3.1)
Abaixo seguem os cinco grupos que compõem a classe dos aços inoxidáveis duplex:
Lean Duplex (UNS S32304) ou duplex de menor custo, devido ao teor de Mo ser muito baixo se comparado com as demais ligas. Possui PREN menor que 35. Na maioria das aplicações pode ser usado para substituir os aços inoxidáveis austeníticos ABNT 304 e ABNT 316 (Charles, 1991).
7 resistência à corrosão entre as do austenítico ABNT 316 e dos superausteníticos com teor de Mo entre 5 e 6%.
Duplex 25 Cr possui PREN menor que 40, um exemplo é a liga UNS S32550 (IMOA, 2009).
Super Duplex (UNS S32750) também possui PREN menor que 40. O teor de Cr é da ordem de 25 a 26% e possui mais Mo e N que o duplex 25 Cr (IMOA, 2009).
Hiper Duplex (UNS S33207) aço inoxidável mais altamente ligado com valor do PREN maior que 45 (IMOA, 2009).
A Tabela 3.1 apresenta a composição química das principais ligas de aços inoxidáveis duplex no estado forjado.
Tabela 3.1: Composição química e PREN das principais ligas de aços inoxidáveis duplex no estado forjado.
Adaptação: IMOA (2009) e Charles (1991)
Classe 2304 2205 2205 255 2705
UNS S32304 S31803 S32205 S32550 S32750 S33207
EN 1.4362 1.4462 1.4462 1.4507 1.4410
C máx. 0,03 0,03 0,03 0,04 0,03 0,03
Cr 21,50-24,50 21,00-23,00 22,00-23,00 24,00-27,00 24,00-26,00 29,00-33,00
Ni 3,00-5,50 4,50-6,50 4,50-6,50 4,50-6,50 6,00-8,00 6,00-9,00
Mo 005-0,60 2,50-3,50 3,00-3,50 2,90-3,90 3,00-5,00 3,00-5,00
N 0,05-0,20 0,08-0,20 0,14-0,20 0,10-0,25 0,24-0,32 0,40-0,60
Mn 2,50 2,00 2,00 1,50 1,20 1,50
Cu 0,05-0,60 - - 1,50-2,50 0,50 1,00
PREN 25 35 36 38 42 52
3.1.3. Propriedades mecânicas
Os aços inoxidáveis duplex são adequadamente selecionados quando elevada resistência mecânica, obviamente associada à resistência à corrosão, são requeridos; pois são relativamente mais resistentes mecanicamente que os aços inoxidáveis austeníticos apresentando maior limite de escoamento e limite de resistência à tração, também são mais tenazes que os aços inoxidáveis ferríticos (IMOA, 2009; Badji et al., 2008 e Nascimento et al., 2003).
8 material uma vez que são mais resistentes mecanicamente (IMOA, 2009). Isso faz com que os aços inoxidáveis duplex apresentem uma vantajosa razão custo benefício quando comparados aos aços inoxidáveis austeníticos (Mateo et al., 2002).
Os valores mínimos segundo norma ASTM para as propriedades de resistência mecânica dos aços inoxidáveis duplex estão listados na Tabela 3.2 e são comparados com valores para o aço inoxidável austenítico ABNT 304 e o ferrítico ABNT 429.
Tabela 3.2: Propriedades mecânicas nominais dos aços inoxidáveis duplex mais comuns, o austenítico tipo ABNT 304 e o ferrítico tipo ABNT 429.
Adaptação: IMOA (2009) e Moreno(2004).
Aço Inoxidável
Propriedades Mecânicas em Tração Limite de
Escoamento (MPa)
Limite de Resistência à Tração
(MPa)
Alongamento %
UNS S32304 400 600 25
UNS S32205 450 655 25
UNS S32750 550 800 25
ABNT 304 290 580 55
ABNT 429 290 486 30
Segundo IMOA (2009), a microestrutura oriunda da solidificação nos aços inoxidáveis duplex lhes confere um comportamento isotrópico. Mas, devido à conformação mecânica comum na maioria dos processos de produção destes aços, a sua microestrutura granulométrica assume uma morfologia alongada e achatada na direção da deformação (Figura 3.2), levando o material a exibir forte anisotropia no que diz respeito a propriedades mecânicas.
Figura 3.2: Microestrutura de um aço inoxidável duplex do tipo UNS S31803 em três diferentes direções em relação à laminação.
Fonte: Mateo et al., 2003.
9 A Figura 3.2 ilustra a microestrutura de um aço inoxidável duplex nas três diferentes direções em relação ao sentido de laminação. Esta amostra foi extraída de uma chapa laminada de 5mm de espessura (Mateo et al., 2003).
De acordo com Charles (1991) a principal característica dos aços inoxidáveis duplex quanto à resistência mecânica é o seu limite de escoamento relativamente alto quando comparado com aços inoxidáveis austeníticos com valor equivalente do PREN. A alta resistência mecânica dos aços inoxidáveis duplex é devida há combinação de uma série de fatores, sendo os principais deles, segundo Charles (1991):
Endurecimento por solução sólida intersticial (C, N);
Endurecimento por solução sólida substitucional (Cr, Mo, Ni);
Endurecimento por refino de grão, uma vez que cada uma das duas fases presentes inibe mutuamente o crescimento de grão durante tratamentos térmicos.
Dentre os mecanismos citados acima, é importante enfatizar o marcante papel do N que eleva a resistência por solução sólida intersticial da fase austenítica a níveis maiores que da fase ferrítica (Charles, 1991).
Além de apresentarem alta resistência mecânica no estado recozido os aços inoxidáveis duplex são bastante suscetíveis ao endurecimento por trabalho a frio. A Figura 3.3 mostra o efeito do trabalho a frio nas propriedades mecânicas de um aço inoxidável duplex UNS S31803 (IMOA, 2009).
10 Como pode ser observado na Figura 3.3, tanto o limite de escoamento quanto o limite de resistência à tração podem ser aumentados em mais de 60%. A dureza também aumenta consideravelmente podendo atingir valores superiores à 50% do valor obtido no material recozido. Já a ductilidade do material fica bastante comprometida; um grau de trabalho a frio da ordem de aproximadamente 20 a 25% é suficiente para que o material sofra uma redução de 60% no percentual de alongamento.
3.1.4. Características microestruturais e efeito dos elementos de liga
Quanto às características metalúrgicas dos aços inoxidáveis duplex no que diz respeito às frações volumétricas de α e γ e a presença de precipitados indesejáveis, ambos IMOA (2009) e Charles (1991) concordam que as quantidades de cada uma das fases α e γ são função do teor de cada um dos elementos de liga que tendem a estabilizar ou γ ou α e do histórico térmico sofrido pelo material. Para predizer as frações volumétricas de α e γ muitos modelos matemáticos têm sido propostos, mas é importante levar em conta que representar este comportamento matematicamente com precisão é muito difícil devido ao acentuado efeito dos diversos elementos que compõem a liga (Charles, 1991). Como exemplo as Equações 3.2, 3.3 e 3.4 representam uma regressão linear com várias variáveis citada por IMOA (2009).
Creq = %Cr + 1,73%Si + 0,88%Mo (3.2) Nieq = %Ni + 24,55%C + 21,75%N + 0,4%Cu (3.3) % α = -20,93 + 4,01Creq– 5,6Nieq + 0,016T (3.4)
Onde T é a temperatura de solubilização em graus Celsius que normalmente varia entre 1050ºC e 1150ºC (IMOA, 2009). De acordo com Charles (1991) a temperatura de solubilização é normalmente selecionada como aquela o mais baixo possível que seja suficiente para solubilizar todas as partículas de precipitados.
11 fases ternário Fe-Cr-Ni com teor fixo de 68% de Fe onde se pode observar o início da precipitação da fase γ a partir da matriz α completamente sólida.
Figura 3.4: Diagrama de fase ternário Fe-Cr-Ni. Detalhe indicando o efeito do N elevando a temperatura em que inicia o surgimento da fase γ.
Fonte: IMOA, 2009
A Figura 3.4 também ilustra o efeito do N no aumento da temperatura na qual inicia a precipitação da fase γ. A taxa de resfriamento também pode influenciar no balanço das frações volumétricas de α e γ. O resfriamento muito rápido pode fazer com que mais α do que o esperado permaneça como fase microestrutural. Este fenômeno pode ser observado, por exemplo, em componentes soldados. O N possui papel importante na estabilização da γ permitindo que a liga possa ser resfriada rapidamente a partir de temperaturas altas, impedindo o surgimento de precipitados indesejáveis, e mantendo o balanço adequado de α e γ (IMOA, 2009).
12 O Ni é outro importante elemento de liga presente na composição dos aços inoxidáveis duplex. O efeito mais evidente do Ni é a estabilização da γ em temperatura ambiente. Fato que repercute no melhoramento de várias propriedades como a resistência mecânica, tenacidade e resistência à corrosão (Terada et al., 2009). O Ni está presente nos aços inoxidáveis duplex em teores inferiores aos dos aços inoxidáveis austeníticos (IMOA, 2009).
Além do Cr e do Ni, outros dois elementos de liga muito importantes na composição dos aços inoxidáveis duplex são o Mo e o N.
Quanto ao N, este é responsável pelo aumento da temperatura de início de formação da fase γ aumentando também a estabilidade desta fase. A partir da adição de N em teores superiores a 0,14% tornou-se possível aplicar os aços inoxidáveis em componentes soldados, pois este elemento, ao estabilizar a γ mesmo em condições de resfriamento brusco não permite que haja degradação da zona termicamente afetada no que diz respeito à perda de tenacidade e resistência à corrosão.
O N aumenta a resistência à corrosão por pites e retarda a nucleação de fases indesejáveis (IMOA, 2009). Experimentos em ligas contendo diversos teores de N indicam que o aumento da quantidade de N presente na liga retarda o endurecimento da fase α após tratamentos térmicos de envelhecimento a 475ºC. Estes resultados indicam que o N retarda a decomposição espinodal da fase α dos aços inoxidáveis duplex (Foct et al., 1991).
O efeito do N como elemento de liga intersticial faz com que o aço apresente limite de escoamento mais alto. Alterações no comportamento quanto à fadiga também são evidentes, tanto na vida em fadiga quanto no comportamento tensão cíclica versus deformação. Isto se dá devido ao fato do N ser responsável pelo aumento da resistência mecânica da fase γ por estar presente nesta fase numa quantidade dez vezes maior que na fase α (Foct et al., 1991 e Fontes, 2009). Alterações na resistência mecânica das fases constituintes do aço inoxidável duplex refletem em alterações no mecanismo de deformação plástica em favor da fase α tanto nas condições recozido quanto envelhecido (Sahu et al., 2009).
Já o Mo atua como elemento de liga que junto ao Cr aumenta a resistência à corrosão da liga, principalmente corrosão por pites e em frestas e em meios contendo íons cloreto+ (Fontes, 2009). Seu efeito é três vezes maior que o do próprio Cr no aumento da resistência a corrosão quando o teor de Cr do aço inoxidável é superior a 18%. O Mo é um elemento formador de α e possui tendência a estabilizar fases intermetálicas indesejáveis (IMOA, 2009).
13 o material pode ser submetido, sendo sugerido o seu uso somente na faixa de -50ºC até 250ºC a 300ºC. Isto se deve ao fato do comportamento frágil da fase ferrítica em baixas temperaturas (Moreno, 2004) e do grande número de precipitados indesejáveis que se formam principalmente na fase α do aço inoxidável duplex em temperaturas entre 300ºC e 1000ºC (IMOA, 2009; Sahu et al., 2009; Nascimento et al., 2003; Charles, 1991). De acordo com Badji et al. (2008) a maioria dos fenômenos de precipitação dos aços inoxidáveis duplex acontecem na α devido a sua taxa de difusão ser em torno de cem vezes maior do que na γ. A Figura 3.5 apresenta as faixas de temperatura e o efeito dos diversos elementos de liga na precipitação de várias fases através do diagrama de transformação isotérmico do aço inoxidável duplex.
Figura 3.5: Precipitações que ocorrem em aços inoxidáveis duplex. Fonte: Charles, 1991; Colpaert, 2008; Pinto, 2001.
A Figura 3.5 destaca o efeito do Cr, Cu, Mo, Si e W como elementos que, além de acelerar o processo de formação dos diversos precipitados, também ampliam as faixas de temperaturas em que estes precipitados se formam. O diagrama da Figura 3.5 também mostra que para formação de precipitados em temperaturas mais baixas, um maior tempo de envelhecimento é necessário (Pinto, 2001). Entre os principais precipitados, pode-se citar:
Carbonetos
14 à corrosão intergranular quando a formação destes carbonetos ocorre em contornos de grãos e leva ao empobrecimento de Cr nas regiões adjacentes (Moreno, 2004), fenômeno este chamado de sensitização. É importante mencionar que, atualmente os aços inoxidáveis duplex são produzidos com teores de carbono muito baixo, inferior a 0,03% em massa. Fato este que praticamente exclui a formação de carbonetos em níveis prejudiciais ao desempenho da liga.
Fase sigma (σ)
No sistema Fe-Cr-Ni a fase σ é composta for Fe e Cr e sua estrutura cristalina é tetragonal com trinta átomos por célula unitária. Dependendo da composição da liga, o Mo, o Si e o W também podem estar presentes na constituição da fase σ (Badji et al., 2008; Zucato et al., 2002 e Pinto, 2001).
De uma maneira geral, a fase σ se forma rapidamente, mas depende da constituição química da liga assim como as faixas de temperatura em que ocorre a sua formação, conforme está ilustrado no diagrama de transformação isotérmico da Figura 3.6 (IMOA, 2009 e Zucato et al., 2002).
Figura 3.6: Diagrama de precipitações isotérmicas em temperaturas na faixa de 550ºC e 1100ºC para o aço UNS S31803 (qualidade 2205) recozido a 1050ºC. As linhas pontilhadas e tracejadas são referentes ao início de transformação nos aços UNS S32304 e UNS S32750 (qualidades 2304 e 2507),
respectivamente. Fonte: IMOA, 2009.
15 devido à praticamente ausência de Mo. Para esta última liga a temperatura em que a fase σ se forma também é inferior (IMOA, 2009).
Nas ligas de aço inoxidável duplex a precipitação desta fase é favorecida pela presença do Mo, Si e W, elementos que aceleram o processo de transformação e ampliam a faixa de temperatura, por serem estabilizadores da fase α (Zucato et al., 2002). Da mesma maneira, os elementos estabilizadores de γ, como é o caso do Ni e do N, atuam de maneira a retardar a formação da fase σ. A presença de N na liga permite o seu processamento em altas temperaturas e é inclusive adicionado intencionalmente nos aços inoxidáveis duplex que têm altos teores de Cr e Mo para inibir a formação de fases deletérias como a fase σ (IMOA, 2009).
A nucleação da fase σ pode ocorrer em junções tríplices, ou na interface entre a α e a γ ou ainda em partículas de carbonetos e após a sua nucleação, ela cresce de forma grosseiramente dendrítica (Brown et al., 1983). Maehara (1983) considera que a precipitação da fase σ nos aços inoxidáveis duplex ocorre devido à decomposição eutetóide da ferrita em σ e γ secundária, fato que é explicado por Brown et al. (1983) que afirmam ocorrer segregação de Ni nas regiões interdendríticas da fase σ.
16 Nitretos de Cr
De acordo com Pinto (2001) e Moreno (2004), o fato do N ser usado como elemento de liga nos aços inoxidáveis duplex propicia condições favoráveis à precipitação de Cr2N e CrN na faixa de 700ºC a 900ºC. De acordo com Nilsson (1992), o nitreto mais comumente observado em aços inoxidáveis duplex é o Cr2N, cuja estrutura cristalina é hexagonal, no entanto, estudos indicam a presença de CrN com estrutura cúbica na zona termicamente afetada de aços inoxidáveis duplex UNS S31803. Pinto (2001) e Zucato et al. (2002) afirmam que a formação de Cr2N durante tratamentos isotérmicos na faixa de temperatura mencionada ocorre principalmente nas interfaces entre as fases α e γ. A precipitação de Cr2N pode ocorrer simultaneamente com a formação de γ2uma vez que a redução do teor de Cr desestabiliza a α (Magnabosco, 2001), sendo que, nestas condições a presença deste nitreto irá influenciar na resistência à corrosão por pites (Nilsson, 1992).
Fase chi (χ)
Pinto (2001) e Moreno (2004) sugerem que a fase intermetálica χ pode surgir a partir de tratamentos térmicos na faixa de 700ºC a 900ºC. Sua estrutura é uma estrutura cúbica ordenada com uma composição de Fe36Cr12Mo10 (Solomon e Devine, 1983).
Esta fase tem efeito prejudicial à tenacidade ao impacto e a resistência à corrosão dos aços inoxidáveis duplex, mas o seu efeito isolado é muito difícil de ser detectado devido ao fato desta fase estar sempre associada à fase σ (Pinto, 2001). Kiesheyer et al. (1975) constataram que a fase χ precipita mais rapidamente que a fase σ e que a fase σ raramente aparece sem a fase χ.
Fase austenita secundária (γ2)
17 2004). De acordo com Pinto (2001), a fase γ2 não possuí a mesma composição química da austenita primária, fato este que leva a redução da resistência à corrosão nestas regiões.
Fase α’
Segundo Sahu et al. (2009), Hättestrand et al. (2009) e Weng et al. (2004) a fase α’ é uma fase rica em Cr que precipita na fase α dos aços inoxidáveis duplex e nos aços inoxidáveis ferríticos na faixa de temperatura entre 300ºC e 550ºC, sendo que o fenômeno é mais acentuado a 475ºC, temperatura que dá nome ao fenômeno de Fragilização à 475ºC. Trata-se de um precipitado com dimensões nanoscópicas que possui distribuição finamente dispersa ao longo da família de planos {001} da fase α (Moreno, 2004). Fontes (2009) afirma que o tamanho das partículas deste precipitado variam entre 2nm a 20nm e que esta fase possui uma grande resistência ao crescimento de suas partículas devido à baixa energia de superfície entre as fases α e α’.
18 Figura 3.7: Região de imiscibilidade do Cr no Fe com distinção entre as regiões em que a precipitação
ocorre por decomposição espinodal (1) ou por nucleação e crescimento (2). Fonte: Hättestrand et al., 2009.
Conforme está ilustrado na Figura 3.7, a região 01, mais ao centro, é referente à precipitação por decomposição espinodal; a região 02, na periferia, é referente à precipitação por nucleação e crescimento.
19 condição favorável à decomposição espinodal, conforme também descrito por Hättestrand et al. (2009).
A seção do diagrama de equilíbrio Fe-Cr-Ni (Figura 3.8) apresentado por Moreno (2004) mostra a imiscibilidade de Cr no Fe a temperaturas inferiores a 650ºC, o que leva a formação das fases α’ e R.
Figura 3.8: Seção do diagrama de equilíbrio do sistema Fe-Cr-Ni. Fonte: Nilsson, 1992.
O surgimento da fase α’ pode fazer com que o aço inoxidável duplex experimente acentuadas alterações em suas propriedades mecânicas. Entre elas, o aumento do limite de escoamento, do limite de resistência à tração e da dureza; também ocorre redução no percentual de alongamento, na resistência à corrosão e na tenacidade ao impacto na temperatura ambiente (IMOA, 2009; Fontes, 2009). A Figura 3.9 ilustra o diagrama de precipitação isotérmico da liga UNS S31803 (IMOA, 2009).
Figura 3.9: Diagrama de precipitações isotérmicas para o aço UNS S31803 (classe 2205) recozido a 1050ºC.
20 Conforme ilustrado na Figura 3.9, em tratamentos térmicos na temperatura de 475ºC com tempos de exposição inferiores a duas horas, o efeito da fase α’ é percebido somente pelo aumento da dureza do aço. Mas quando os tempos de exposição ao tratamento térmico são superiores a duas horas o efeito da fase α’ é detectável também pela perda de tenacidade ao impacto do material (IMOA, 2009). A Figura 3.10 reforça o exposto acima mostrando os resultados obtidos por Silva et al. (2009) onde um aço inoxidável duplex UNS S31803 foi envelhecido a 425ºC em vários tempos de exposição. Temperatura esta escolhida por Silva et al. (2009) por ser abaixo da temperatura em que a cinética de transformação é mais rápida. Logo, a precipitação da fase α’ ocorre mais lentamente, permitindo observações mais detalhadas da sua evolução.
Figura 3.10: Energia absorvida ao impacto e dureza Rockwell C em função do tempo de envelhecimento para um aço UNS S31803 envelhecido a 425ºC.
Fonte: Silva et al., 2009.
Medidas da dureza e de energia absorvida ao impacto foram realizadas para cada tempo de envelhecimento e estão apresentadas no gráfico da Figura 3.10. Os resultados sugerem que para tempos de envelhecimento menores somente é verificado o aumento da dureza, mas a partir de um determinado tempo de envelhecimento percebe-se um acentuado decréscimo na energia absorvida ao impacto (Silva et al., 2009).
21 É importante ressaltar que o efeito da fase α’ é menos agressivo aos aços inoxidáveis duplex quando comparado ao mesmo efeito nos aços inoxidáveis ferríticos, devido ao fato de também estar presente a fase γ nos aços duplex (IMOA, 2009). Trabalhos neste sentido mostram que a fração volumétrica de γ e a sua distribuição influenciam na redução da tenacidade ao impacto de aços inoxidáveis duplex. Yang et al. (2009) avaliaram o efeito de tratamentos térmicos a 475ºC na queda da tenacidade ao impacto de aços inoxidáveis duplex com diferentes níveis de redução de área por forjamento. Os resultados do seu trabalho indicam que os aços que tiveram maior redução de área por forjamento, com consequente redução do tamanho e distribuição mais homogênea dos grãos de γ sofreram menor queda na tenacidade ao impacto após envelhecimento. Já Hättestrand et al. (2009) mostraram que as alterações na dureza da fase α dependem do mecanismo de precipitação em que estas alterações são negligenciáveis se a precipitação ocorrer por nucleação e crescimento da fase α’.
IMOA (2009), também afirma que a fragilização devido à formação de precipitados de α’ não ocorre durante processos de fabricação devido a sua formação em baixas temperaturas e em relativamente longos períodos de tempo de exposição. Mas a sua formação limita a utilização destes aços no que diz respeito às temperaturas de uso.
Fontes (2009) considera que a detecção da fase α’ é algo muito difícil devido ao pouco contraste e a similaridade microestrutural entre o precipitado α’ e a matriz α, podendo ser analisada somente através de microscopia eletrônica de transmissão. A Figura 3.11 ilustra imagens de precipitados α’ obtidas através de microscopia eletrônica de transmissão por Sahu et al. (2009) na forma de agulhas. Os precipitados α’ foram observados na fase α de um aço inoxidável duplex UNS S31803 após tratamento térmico a 475ºC por 100h.
Figura 3.11: Imagens de MET de (a) precipitados na forma de agulhas da fase α’ nos grãos de α, (b) mesmo grão observado na condição de difração g = [0 ], (c) maior aumento dos precipitados em (b)
22 Hättestrand et al. (2009) e Weng et al. (2004) também utilizaram microscopia eletrônica de transmissão e microscopia eletrônica de transmissão com emissão de campo, respectivamente, para visualizar a fase α’. Os seus resultados são similares evidenciando que a quantidade de precipitados é tão grande e sua distribuição tão complexa que a fase α apresenta aspecto rugoso, similar a superfície de uma laranja, como pontua Weng et al. (2004). Outro aspecto observado por ambos os autores é a ausência de interface devido ao mecanismo de transformação, decomposição espinodal. A Figura 3.12 ilustra imagens obtidas por ambos os autores que evidencia a presença a fase α’.
(a) (b)
Figura 3.12: Interface entre as fases α e γ. A fase α, ou δ (notação utilizada por Weng et al., 2004 para
designar a fase ferrita) apresenta aspecto rugoso devido a presença da fase α’ em ambas as imagens. Fonte: (a) Hättestrand et al., 2009 e (b) Weng et al., 2004.
23 Fase G
Segundo Moreno (2004), a fase G é um siliceto complexo que apenas se identifica por difração de raios X. A formação da fase G parece ser sensível a presença de átomos de Si, o que está associado à necessidade de certo tempo de incubação para que ocorra a difusão do Si na α. Isto explica os elevados tempos de envelhecimento necessários para que seja possível a detecção desta fase. A fase G também possui efeito degradante na tenacidade ao impacto dos aços inoxidáveis duplex.
3.1.5. Soldabilidade
As ligas de aço inoxidável duplex da primeira geração possuíam limitações quanto ao uso quando se tratava de componentes soldados. Os principais problemas quanto à soldabilidade estavam relacionados ao balanço de fases obtido na região da solda. Devido às altas taxas de resfriamento impostas ao componente, a fração volumétrica de α que se formava na zona termicamente afetada (ZTA) era maior que o desejável. Com isso, o componente geralmente apresentava perda de tenacidade na ZTA. Outro problema era que a ZTA também perdia resistência à corrosão (Charles, 1991 e IMOA, 2009).
A questão da soldabilidade veio a ser solucionada a partir do momento em que as técnicas de produção da liga foram aperfeiçoadas. Permitindo assim um controle mais preciso da composição química principalmente no que diz respeito à possibilidade de se adicionar e controlar o teor de N (Charles, 1991 e IMOA, 2009).
O N possui papel bastante importante nos aços inoxidáveis duplex quanto a diversos aspectos, conforme já foi citado, entre eles o melhoramento da soldabilidade. Este elemento possibilita que a fração volumétrica de α e γ na zona fundida (ZF) e na ZTA sejam aproximadamente iguais à fração volumétrica destas fases no metal de base. Com isso, as alterações quanto ao comportamento mecânico do componente devido à soldagem não são representativas. Além disso, o N contribui para que não ocorra redução na resistência à corrosão da ZTA pela soldagem (IMOA, 2009).
24 Um dos pontos que deve ser observado para garantir boa soldabilidade destas ligas está relacionado ao teor de N que não deve ser inferior a 0,14% em peso (Charles, 1991; IMOA, 2009). Quanto ao procedimento de soldagem em si, não há muita diferença para a soldagem de outras ligas de aços inoxidáveis. O que deve ser observado é que, a junta a ser soldada deve ser adequadamente limpa; não se deve fazer pré-aquecimento para não precipitar fases deletérias e o resfriamento a partir dos 1000ºC deve ser feito em elevadas taxas também para evitar o surgimento de precipitados (IMOA, 2009).
3.1.6. Resistência à corrosão
O termo corrosão metálica abrange todas as interações de um metal ou liga (sólido ou líquido) com seu ambiente, independentemente do fato disto ocorrer deliberadamente e benéfica ou acidentalmente e deletéria. Corrosão também tem sido definida como uma “deterioração indesejável” de um metal ou liga, isto é, uma interação do metal ou liga com seu ambiente que afeta negativamente as propriedades do metal que devem ser preservadas (Sheir et al., 1994).
De acordo com Senatore et al. (2007) a resistência à corrosão de um metal está associada com a capacidade que este metal possui de passivar e se manter nesta condição no ambiente em que está exposto. Nos aços inoxidáveis austeníticos e ferríticos os elementos de liga estão distribuídos em uma única fase, esta condição faz com que o material apresente resistência à corrosão bastante homogênea. Mas, no caso dos aços inoxidáveis duplex ocorrem diferenças na resistência à corrosão entre as fases presentes. Neste caso a resistência à corrosão da liga será determinada como sendo a resistência à corrosão da fase que é mais sensível ao meio.
Os aços inoxidáveis duplex apresentam boa resistência à corrosão na maioria dos meios em que os aços inoxidáveis austeníticos são utilizados, além de existirem algumas exceções em que os aços inoxidáveis duplex são notadamente superiores. Os altos teores de Cr possibilitam resistência à corrosão em meios ácidos oxidantes e os teores de Mo e Ni são suficientes para que a liga exiba resistência à corrosão em meios moderadamente ácidos redutores (IMOA, 2009).
