INSTITUTO FEDERAL DO ESPÍRITO SANTO
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS
ARIANE NEVES DE MOURA
ESTUDO DA EVOLUÇÃO MICROESTRUTURAL E DAS PROPRIEDADES MECÂNICAS DO AÇO INOXIDÁVEL DUPLEX UNS S32304 DURANTE O
RECOZIMENTO FINAL
Vitória 2016
ARIANE NEVES DE MOURA
ESTUDO DA EVOLUÇÃO MICROESTRUTURAL E DAS PROPRIEDADES MECÂNICAS DO AÇO INOXIDÁVEL DUPLEX UNS S32304 DURANTE O
RECOZIMENTO FINAL
Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica e de Materiais do Instituto Federal do Espírito Santo como requisito parcial para obtenção do Título de Mestre em Engenharia Metalúrgica e de Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Marcelo Lucas Pereira Machado
Coorientador: Eng. Dr. Tarcísio Reis de Oliveira
Vitória 2016
(Biblioteca Nilo Peçanha do Instituto Federal do Espírito Santo) M829ei Moura, Ariane Neves de.
Estudo da evolução microestrutural e das propriedades mecânicas do aço inoxidável duplex UNS S32304 durante o recozimento final / Ariane Neves de Moura. – 2016.
156 f. : il. ; 30 cm
Orientador: Marcelo Lucas Pereira Machado. Coorientador: Tarcísio Reis de Oliveira.
Dissertação (mestrado) – Instituto Federal do Espírito Santo, Programa de Pós-graduação em Engenharia Metalúrgica e de Materiais, Vitória, 2016.
1. Aço inoxidável. 2. Recristalização (Metalurgia). 3. Aço – Estruturas. 4. Aço – Propriedades mecânicas. 5. Engenharia
metalurgica. I. Machado, Marcelo Lucas Pereira. II. Oliveira, Tarcísio Reis de. III. Instituto Federal do Espírito Santo. IV. Título.
AGRADECIMENTOS
Ao Dr. Tarcísio Reis de Oliveira pela orientação, incentivo, confiança e oportunidade de realização deste trabalho.
Ao Dr. Marco Antônio Cunha pelas valiosas colaborações e discussões.
Ao professor Dr. Marcelo Lucas Pereira Machado pela orientação e apoio.
A todos os técnicos do Centro de Pesquisa da Aperam South America pela excelente receptividade e colaboração técnica. Em especial a Luciana Favarato, Íris Araújo, Hamlet Geraldo, Paulo José, Robson Lopes, Rodrigo Barony, Michela Barony, Anderson Jonne e Edna Leite.
Aos pesquisadores Adolfo Viana e Dirceni Amorim da Aperam South America pelas discussões e sugestões. Em especial, ao José Rogério pelas análises no Thermo-Calc© e ao Claudio Alcântara pela dedicação a este projeto e apoio técnico.
A Daniella Rodrigues e Paola Ferreira pelas colaborações nas análises de EBSD.
Ao técnico Ricardo Boldrini pelas análises no MEV e ao assistente em administração Arlindo José Merçon pelo excelente atendimento.
À Eliane Souza pelo companheirismo na etapa de realização das disciplinas.
Ao Laboratório Nacional de Nanotecnologia (LNNano) ligado ao Centro Nacional de Pesquisa em Energia e Materiais (CNPEM) pelo treinamento e utilização dos laboratórios. Ao técnico Fabiano Emmanuel Montoro pelo apoio técnico durante as análises de EBSD no LNNano.
À Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior (CAPES) pelo apoio financeiro.
A minha família pelo apoio incondicional. Ao Ramon, meu esposo, por estar ao meu lado sempre.
MINISTÉRIO DA EDUCAÇÃO
INSTITUTO FEDERAL DO ESPÍRITO SANTO
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS
RESUMO
A evolução da microestrutura e textura cristalográfica e a influencia desta evolução nas propriedades mecânicas foi estudada para o aço UNS S32304 durante o processo de recozimento final. Amostras do aço na condição como-recebido foram laminadas a frio em laboratório com reduções na espessura de 30% e 62% e recozidas conforme as condições adotadas no processo industrial. Interrupções foram realizadas no ciclo completo em 900°C, 950°C, 1000°C e 1050°C. No recozimento, o processo de recuperação predomina na ferrita, por outro lado, a recristalização é observada na austenita. A nucleação dos grãos na ferrita e austenita durante o processo de recozimento acontece nos contornos de fase e contornos de grão de alto ângulo. As lamelas de austenita atuam como barreiras e impedem que os grãos recuperados ou deformados com orientações pertencentes à fibra α sejam consumidos por grãos recristalizados da fibra γ na ferrita. Consequentemente, a recristalização e o desenvolvimento completo da fibra γ não acontecem para esta fase. O aumento da redução a frio não provocou mudanças significativas na textura cristalográfica e aumento da fração de grãos com baixo espalhamento de orientação intragranular (GOS) na ferrita. Após a recristalização, a textura da fase austenítica apresentou componentes típicas de deformação. Análise da textura dos grãos com GOS < 1° mostrou que os núcleos formados na austenita durante a recristalização apresentam orientação aleatória, Goss {011}<100>, Latão {011}<211> e Cobre {112}<111>. Menor temperatura para o início da recristalização da austenita foi observada com o aumento da porcentagem de redução, entretanto, a textura cristalográfica não foi significativamente influenciada. Para as propriedades mecânicas, a recristalização da austenita apresentou maior influência no limite de escoamento. O aumento da resistência mecânica e diminuição da ductilidade
acontecem principalmente devido à menor espessura das lamelas e menor tamanho de grão das fases.
MINISTÉRIO DA EDUCAÇÃO
INSTITUTO FEDERAL DO ESPÍRITO SANTO
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS
ABSTRACT
The evolution of microstructure and crystallographic texture and the influence of these evolutions in the mechanical properties was investigated for steel UNS S32304 during the final annealing process. The steel specimens in as-received condition were cold rolled in the laboratory with a 30% and 62% thickness reductions and annealed according to the industrial process conditions adopted. Interruptions were performed in the complete cycle at 900°C, 950°C, 1000°C and 1050°C. In annealing, the recovery process in the ferrite phase predominates, on the other hand, the recrystallization is observed in austenite phase. The ferrite and austenite grain nucleation during annealing process occurs at phase boundaries and high angle grain boundaries. The austenite lamellae act as barriers and prevent the recovered or deformed grains with α-fiber orientations are consumed by recrystallized grains with γ-fiber in the ferrite. Accordingly, the recrystallization and γ-fiber full development doesn’t occur in ferrite phase. The increase in cold reduction did not induce significant changes in crystallographic texture and increase in grain fraction with low grain orientation spread (GOS) in ferrite phase. After recrystallization, the texture of the austenitic phase showed typical deformation components. Texture grain analysis with GOS < 1° showed that the nuclei formed in the austenite phase during recrystallization have random orientation, Goss {011} <100>, Brass {011} <211> and Copper {112} <111>. Lower temperature for the austenite onset of recrystallization was observed with increasing reduction percentage; however, the crystallographic texture was not significantly influenced. For mechanical properties, the austenite recrystallization showed greater influence on the yield strength. The increase in strength and decrease in ductility is due mainly to lower lamellae thickness and smaller grain size of the phases.
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 – Comparação do PREN e potencial de pite de alguns aços da classe dos austeníticos, ferríticos e duplex. ... 28 Figura 2 – Microestrutura formada pela deformação por escorregamento de um
metal policristalino: (a) bandas de deformação e bandas de transição no interior de um grão e (b) bandas de cisalhamento. ... 31 Figura 3 – Representação esquemática de subdivisão dos grãos para (a) pequenas
ou médias deformações e para (b) altas deformações. ... 31 Figura 4 – Martensita α’ no interior da austenita após laminação a frio (ε = -0,138) no aço UNS S32304 realçadas por círculos. Micrografia ótica. ... 33 Figura 5 – (a) Mapa de fases e Mapa de KAM do aço Lean Duplex após deformação verdadeira por ensaio de tração de 0,2: (b) ferrita e (c) austenita. O KAM foi calculado utilizando 5 vizinhos e máxima diferença de orientação de 2º. ... 36 Figura 6 – Representação esquemática da área dos contornos de fase da
microestrutura do AID. ... 37 Figura 7 – Ilustração dos mecanismos de reversão da martensita para austenita. ... 40 Figura 8 – Representação das fibras no espaço de Euler reduzido para austenita e
(b) ferrita. ... 42 Figura 9 – (a) Representação das fibras no espaço de Euler reduzido para estrutura
cristalina cúbica de corpo centrado com alta EFE e (b) seção φ2 = 45°. .. 43 Figura 10 – Mapa de orientação e ODF das fases (a) austenítica e (b) ferrítica. ... 45 Figura 11 – ODF das fases (a) ferrítica (seção φ2 = 45) e (b) austenítica (φ2
constante). ... 47 Figura 12– Influência do grau de deformação a frio para o aço inoxidável AISI 304 na
fibra α: (a) superfície e (b) centro. ... 48 Figura 13 – Textura da fase ferrítica: (a) ODF da amostra após recozimento com
encharque de 2000 segundos e (b) diagrama da fibra γ (A linha em negrito e em cinza representa a condição após laminação a frio e após processo de recozimento com tempo de encharque de 2000 segundos, respectivamente). ... 50 Figura 14 – ODF da fase austenítica após recozimento com encharque de 2000
Figura 15 – Ciclos de recozimento completo e com interrupção em 900°C, 950°C, 1000°C e 1050°C: (a) 30% de deformação e (b) 62% de deformação. . 56 Figura 16 – Fluxograma das técnicas de caracterização e ensaios mecânicos
realizados para cada etapa do processamento termomecânico. ... 57 Figura 17 – Micrografia da bobina laminada a quente após recozimento na planta
industrial. Seção paralela à direção de laminação. ... 62 Figura 18 – Bobina laminada a quente após recozimento industrial. Mapa de
orientação para a fase ferrítica: (a) superfície e (b) centro. ... 63 Figura 19 – Bobina laminada a quente após recozimento industrial. Mapa de
orientação para a fase austenítica: (a) superfície e (b) centro. ... 64 Figura 20 – ODF’s da ferrita da bobina laminada a quente após recozimento
industrial: (a) superfície (b) centro ... 65 Figura 21 – Bobina laminada a quente após recozimento industrial. ODF’s da
austenita: (a) superfície (b) centro. ... 66 Figura 22 – Fração de contornos de baixo ângulo e fração do número de grãos com
GOS < 1° da bobina laminada a quente após recozimento industrial. ... 68 Figura 23 – Bobina laminada a quente após recozimento industrial. Mapas de GOS:
(a) ferrita e (b) austenita... 68 Figura 24 – Curvas de encruamento obtidas para as amostras e para as fases
austenítica e ferrítica após laminação a frio em laboratório. ... 70 Figura 25 – Micrografia da amostra após laminação a frio com reduções de (a) 30%
e (b) 62%. Polimento mecânico. Seção paralela à direção de laminação. ... 71 Figura 26 – Micrografia da amostra após laminação a frio com reduções de (a) 30%
e (b) 62%. Polimento eletrolítico. Seção paralela à direção de laminação. ... 72 Figura 27 – Microscopia eletrônica de varredura da amostra após laminação a frio
com redução de 30%: região próxima (a) à superfície e (b) (c) ao centro. Polimento eletrolítico. Seção paralela à direção de laminação. ... 74 Figura 28 – Microscopia eletrônica de varredura da amostra após laminação a frio
com redução de 62%: região próxima (a) à superfície, (b) e (c) ao centro. Polimento eletrolítico. Seção paralela à direção de laminação. ... 75
Figura 29 – Amostra após laminação a frio com 30% de redução – superfície: (a) Mapa de fases sobreposto com mapeamento de BC, mapa de
orientação da (b) ferrita e (c) austenita e (d) legenda. ... 80 Figura 30 – Amostra após laminação a frio com 30% de redução – centro: (a) Mapa
de fases sobreposto com mapa de BC, mapa de orientação da (b) ferrita e (c) austenita e (d) legenda. ... 81 Figura 31 – Martensita induzida por deformação em uma banda de cisalhamento
orientada a aproximadamente 35° em relação a direção de laminação: (a) mapa de fases sobreposto com mapa de BC, mapa de orientação da (b) ferrita e (c) austenita, (d) mapa com a componente Goss {011}<100> (desvio 20°) e (f) legenda. ... 82 Figura 32 – Amostra após laminação a frio com 62% de redução - região central: (a)
mapa de fases sobreposto com mapa de BC, mapa de orientação da (b) ferrita e (c) austenita e (d) legenda. ... 84 Figura 33 – Amostra após laminação a frio com 62% de redução - região central: (a) Martensita α’no interior de lamelas de austenita e (b) ODF da martensita α’. ... 85 Figura 34 – Perfil de diferença de orientação no grão com orientação (001)[1 0] da
amostra após 30% de redução: linha teste traçada paralela à (a) direção de laminação e (b) direção normal. ... 86 Figura 35 – Perfil de diferença de orientação no grão com orientação (112)[1 0] da
amostra após 62% de redução: linha teste traçada paralela à (a) direção de laminação e (b) direção normal. ... 86 Figura 36 – ODFs da fase ferrítica para a amostra após laminação a frio com 30% de
redução: (a) superfície e (b) centro. ... 87 Figura 37 – ODFs da fase ferrítica para a amostra após laminação a frio com 62% de
redução: (a) superfície e (b) centro. ... 88 Figura 38 – Fase ferrítica: diagramas das fibras (a) α e (b) γ. ... 88 Figura 39 – ODFs da fase austenítica para a amostra após laminação a frio com
30% de redução: (a) superfície e (b) centro. ... 91 Figura 40 – ODFs da fase austenítica para a amostra após laminação a frio com
62% de redução: (a) superfície e (b) centro. ... 91 Figura 41 – Fase austenítica: diagramas das fibras (a) α e (b) τ. ... 92
Figura 42 – Micrografia da amostra laminada a frio com redução 30% após
recozimento com interrupção em (a) 900°C e (b) 950°C. Seção paralela à direção de laminação. ... 94 Figura 43 – Micrografia da amostra laminada a frio com redução a frio de 62% após
recozimento com interrupção em: (a) 900°C e (b) 950°C. Seção paralela à direção de laminação. ... 96 Figura 44 – Micrografia da amostra laminada a frio com redução de 30% após
recozimento com interrupção em (a) 1000°C, (b) 1050°C e recozimento em 1050°C com 20 segundos de encharque. Seção paralela à direção de laminação. ... 98 Figura 45 – Micrografia da amostra laminada a frio com redução de 62% após
recozimento com interrupção em (a) 1000°C, (b) 1050°C e recozimento em 1050°C com 20 segundos de encharque. Seção paralela à direção de laminação. ... 99 Figura 46 – Diagrama da fração mássica de fases em equilíbrio do aço UNS S32304
simulado no software Thermo-calc© com ênfase nas principais fases e considerando a composição química das amostras deste trabalho, Tabela 4.1. ... 100 Figura 47 – Fração mássica da fase austenítica (ThermoCalc©) e fração volumétrica
de ambas as fases (método sistemático de contagem manual) para as amostras com 30% de redução. ... 101 Figura 48 – Fração mássica da fase austenítica (ThermoCalc©) e fração volumétrica
de ambas as fases (método sistemático de contagem manual) para as amostras com 62% de redução. ... 102 Figura 49 – Mapa de fases sobreposto com mapa de BC: amostra com 30% de
redução e recozimento interrompido a (a) 900°C e (b) 950°C. ... 103 Figura 50 – Mapa de fases sobreposto com mapeamento de BC: amostra com 62%
de redução e recozimento interrompido a (a) 900°C e (b) 950°C. ... 104 Figura 51 – (a) Regiões ampliadas do mapa de fases sobreposto com mapa de BC
evidenciando indícios de martensita α’ e (b) legenda. ... 106 Figura 52 – (a) Regiões ampliadas do mapa de fases sobreposto com mapa de BC
mostrando presença de lamelas de ferrita interrompidas com espessura significativamente pequena localizadas no interior de lamelas de
Figura 53 – Mapa de orientação das fases ferrítica e austenítica: 30% de redução e recozimento com interrupção em (a) 900°C e (b) 950°C. (c) Região ampliada indicada em “(a)” e (d) Legenda. Mapeamento próximo à superfície. Tolerância de 15°. ... 110 Figura 54 – Mapa de orientação das fases ferrítica e austenítica: 30% de redução e
recozimento com interrupção em (a) 900°C e (b) 950°C. (c) Região ampliada indicada em “(b)” e (d) Legenda. Mapeamento próximo ao centro. ... 111 Figura 55 – Mapa de orientação das fases ferrítica e austenítica: 62% de redução e
recozimento com interrupção em (a) 900°C e (b) 950°C. (c) Região ampliada indicada em “(a)” e (d) Legenda. Mapeamento próximo à superfície. Tolerância de 15°. ... 112 Figura 56 – Mapa de orientação das fases ferrítica e austenítica: 62% de redução e
recozimento com interrupção em (a) 900°C e (b) 950°C. (c) Região ampliada indicada em “(a)”, (d) Região ampliada indicada em “(b)”, (e) Região ampliada indicada em “(a)” e (f) Legenda. Mapeamento próximo ao centro. Tolerância de 15°. ... 113 Figura 57 – Frequência relativa de contornos de grão em função da diferença de
orientação da fase austenítica para as amostras após recozimento interrompido em 900°C e 950°C: (a) 30% e (b) 62% de redução. ... 115 Figura 58 – ODFs das fases ferrítica e austenítica para as amostras após laminação
a frio com 30% de redução e recozimento com interrupção em 900°C e 950°C: (a) superfície e (b) centro. ... 117 Figura 59 – ODFs das fases ferrítica e austenítica para as amostras após laminação a frio com 62% de redução e recozimento com interrupção em 900°C e 950°C: (a) superfície e (b) centro. ... 118 Figura 60 – ODFs da fração de grãos com GOS < 1° e mapas de GOS da austenita
para a amostra com 30% de redução e recozimento interrompido em 950°C: (a) superfície e (b) centro. Nos mapeamentos são mostrados grãos com GOS < 1° (cinza) e GOS ≥ 1° (vermelho). ... 119 Figura 61 – Mapa de orientação da fase ferrítica das amostras com 30% de redução
e recozimento com interrupção em (a) 1000°C, (b) 1050°C e (c)
recozimento a 1050°C com encharque. Mapeamento da região próxima à superfície. ... 120
Figura 62 – Mapa de orientação da fase austenítica das amostras com 30% de redução e recozimento com interrupção em (a) 1000°C, (b) 1050°C e (c) recozimento a 1050°C com encharque. Mapeamento da região próxima à superfície. ... 121 Figura 63 – Mapa de orientação da fase ferrítica das amostras com 30% de redução
e recozimento com interrupção em (a) 1000°C, (b) 1050°C e (c)
recozimento a 1050°C com encharque. Mapeamento da região próximo ao centro. ... 122 Figura 64 – Mapa de orientação da fase austenítica das amostras com 30% de
redução e recozimento com interrupção em (a) 1000°C, (b) 1050°C e (c) recozimento a 1050°C com encharque. Mapeamento da região próximo ao centro. ... 123 Figura 65 – Fração de contornos de grão em função da diferença de orientação da
fase austenítica para as amostras com 30% de redução e recozimento interrompido em 1000°C, 1050°C e recozimento a 1050°C com
encharque: (a) superfície e (b) centro. ... 124 Figura 66 – Mapa de orientação da fase ferrítica das amostras com 62% de redução
e recozimento com interrupção em (a) 1000°C, (b) 1050°C e (c)
recozimento a 1050°C com encharque. Mapeamento da região próximo à superfície. ... 125 Figura 67 – Mapa de orientação da fase austenítica das amostras com 62% de
redução e recozimento com interrupção em (a) 1000°C, (b) 1050°C e (c) recozimento a 1050°C com encharque. Mapeamento da região próximo à superfície. ... 126 Figura 68 – Mapa de orientação da fase ferrítica das amostras com 62% de redução
e recozimento com interrupção em (a) 1000°C, (b) 1050°C e (c)
recozimento a 1050°C com encharque. Mapeamento da região próximo ao centro. ... 127 Figura 69 – Mapa de orientação da fase austenítica das amostras com 62% de
redução e recozimento com interrupção em (a) 1000°C, (b) 1050°C e (c) recozimento a 1050°C com encharque. Mapeamento da região próximo ao centro. ... 128 Figura 70 – Fração de contornos de grão em função da diferença de orientação da
interrompido em 1000°C, 1050°C e recozimento a 1050°C com
encharque: (a) superfície e (b) centro. ... 129 Figura 71 – ODFs das fases ferrítica e austenítica para as amostras após laminação
a frio com 30% de redução e recozimento com interrupção em 1000°C, 1050°C e recozimento a 1050°C com encharque: (a) superfície e (b) centro. ... 131 Figura 72 – ODFs das fases ferrítica e austenítica para as amostras após laminação a frio com 62% de redução e recozimento com interrupção em 1000°C, 1050°C e recozimento a 1050°C com encharque: (a) superfície e (b) centro. ... 132 Figura 73 – Mapa e distribuição de GOS para as amostras após 30% de redução e
recozimento interrompido em 1000°C, 1050°C e recozimento a 1050°C e encharque. ... 134 Figura 74 – Mapa e distribuição de GOS para as amostras após 62% de redução e
recozimento interrompido em 1000°C, 1050°C e recozimento a 1050°C e encharque. ... 134 Figura 75 – Fração do número de grãos com GOS < 1° e contornos de baixo ângulo
para as amostras após recozimento interrompido em 1000°C, 1050°C e recozimento a 1050°C e encharque: (a) 30% e (b) 62% de redução. . 135 Figura 76 – ODFs da fase ferrítica referente a fração de grãos com GOS < 1° e GOS ≥ 1° para o recozimento com interrupção em 1050°C e encharque de 20 segundos: (a) 30% e (b) 62% de redução... 138 Figura 77 – Diagrama da fibra α da fase ferrítica referente a fração de grãos com
GOS < 1° e GOS ≥ 1° para o recozimento com interrupção em 1050°C e encharque de 20 segundos: (a) 30% e (b) 62% de redução. ... 139 Figura 78 – Diagrama da fibra γ da fase ferrítica referente a fração de grãos com
GOS < 1° e GOS ≥ 1° para o recozimento com interrupção em 1050°C e encharque de 20 segundos: (a) 30% e (b) 62% de redução. ... 139 Figura 79 – Amostras após laminação a frio com 30% e 62% de redução e
recozimento a 1050°C e 20 segundos de encharque: diagramas das fibras (a) α e (b) τ. ... 141 Figura 80 – Dureza das amostras após recozimento em função do aumento da
Figura 81 – Curvas de amaciamento para as fases austenítica e ferrítica após
laminação a frio em função do aumento da temperatura de interrupção e realização de encharque. ... 143 Figura 82 – Limite de resistência das amostras após laminação a frio e recozimento
em laboratório. ... 145 Figura 83 – Limite de escoamento das amostras após laminação a frio e recozimento
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 – Fibras para os metais e ligas com estrutura cristalina CFC... 43
Tabela 2 – Fibras para os metais e ligas estrutura cristalina CCC. ... 44
Tabela 3 – Composição química do aço UNS S32304 (% em massa)... 53
Tabela 4 – Plano de passes da laminação a frio em escala laboratorial. ... 54
Tabela 5 – EFE (mJ/m2 ) e temperatura Md30 (°C) para a fase austenítica. *Valores obtidos por meio do software Thermo-calc© em porcentagem em massa. ... 77
Tabela 6 – Fração de pontos indexados dos mapeamento realizados no MEV de alta resolução para as amostras com 30% de redução e recozimento interrompido a 900°C e 950°C. ... 103
Tabela 7 – Fração de pontos indexados dos mapeamento realizados no MEV de alta resolução para as amostras com 62% de redução e recozimento interrompido a 900°C e 950°C. ... 104
SUMÁRIO
1 INTRODUÇÃO ... 21
2 OBJETIVOS ... 23
3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ... 24
3.1 AÇOS INOXIDÁVEIS ... 24
3.2 AÇOS INOXIDÁVEIS DUPLEX ... 24
3.3 LEAN DUPLEX ... 27
3.4 LAMINAÇÃO A FRIO: ESTADO ENCRUADO ... 29
3.5 RECOZIMENTO: RECUPERAÇÃO E RECRISTALIZAÇÃO ... 37
3.6 TEXTURA CRISTALOGRÁFICA ... 42
3.7 EVOLUÇÃO DA TEXTURA CRISTALOGRÁFICA DOS AÇOS INOXIDÁVEIS DUPLEX ... 44 4 METODOLOGIA ... 53 4.1 MATERIAL ... 53 4.2 PROCESSAMENTO TERMOMECÂNICO ... 54 4.2.1 Laminação a Frio ... 54 4.2.2 Recozimento Final ... 55
4.3 CARACTERIZAÇÃO DAS AMOSTRAS ... 57
4.3.1 Caracterização Microestrutural ... 58
4.3.2 Thermo-calc© ... 59
4.3.3 Análise de Textura... 59
4.3.4 Ensaio de Tração ... 61
4.3.5 Medidas de Dureza e Microdureza ... 61
5 RESULTADOS E DISCUSSÃO ... 62
5.1 BOBINA LAMINADA A QUENTE APÓS RECOZIMENTO INDUSTRIAL ... 62
5.1.1 Caracterização Microestrutural ... 62
5.1.2 Microtextura ... 63
5.2 LAMINAÇÃO A FRIO COM REDUÇÕES DE 30% E 62% ... 69
5.2.1 Dureza e Microdureza ... 69
5.2.2 Caracterização Microestrutural ... 70
5.2.3 Energia de Falha de Empilhamento (EFE) e Temperatura Md30 ... 77
5.2.4 Difração de Elétrons Retroespalhados (EBSD) ... 78
5.3 RECOZIMENTO ... 92
5.3.1 Caracterização Microestrutural ... 92 5.3.2 Diagrama da fração mássica de fases em equilíbrio e Fração Volumétrica
das Fases Ferrítica e Austenítica ... 100 5.3.3 Difração de Elétrons Retroespalhados (EBSD) ... 102 5.3.4 Dureza e Microdureza ... 141 5.3.5 Propriedades Mecânicas ... 144 6 CONCLUSÕES ... 147 7 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ... 149 REFERÊNCIAS ... 150
1 INTRODUÇÃO
Os aços inoxidáveis duplex são caracterizados pela boa combinação de propriedades mecânicas e resistência à corrosão por pites e à corrosão sob tensão em meios contendo cloretos. Estas propriedades são decorrentes da microestrutura composta por aproximadamente quantidades iguais de austenita e ferrita, ou seja, união das propriedades positivas de cada fase. São aplicados nas indústrias de gás, empresas de exploração de petróleo, bem como na indústria química.
O desenvolvimento tecnológico destes aços seguiu duas linhas de pesquisas. A primeira teve o propósito de aumentar a resistência à corrosão induzida por cloretos e originou os aços super e hiper duplex. A segunda, que originou os aços lean duplex como o UNS S32304, surgiu devido à necessidade de diminuir o custo pela redução dos elementos que compõem a liga. Estes aços possuem menor teor de molibdênio e níquel, apresenta melhores propriedades mecânicas e resistência à corrosão similar à dos aços inoxidáveis austeníticos AISI 304L e AISI 316L.
Uma das principais rotas de fabricação dos aços inoxidáveis duplex incluem os processos de lingotamento contínuo, laminação a quente seguido de recozimento, laminação a frio e recozimento final. A microestrutura em lamelas alternadas e a textura cristalográfica das fases austenítica e ferrítica decorrentes do processamento causam alta anisotropia das propriedades mecânicas destes aços.
O processamento industrial dos aços inoxidáveis duplex torna-se interessante devido ao distinto comportamento e a interação entre a ferrita e austenita em cada etapa. Durante a laminação a frio, mecanismos de deformação diferentes acontecem na ferrita e austenita em função da energia de falha de empilhamento além de um efeito sinérgico entre ambas as fases. A transformação martensítica induzida por deformação também tem sido relatada. No recozimento, a estrutura bandeada, o arranjo mais favorável das discordâncias e a alta taxa de difusão favorecem o processo de recuperação da ferrita enquanto que na austenita a microestrutura deformada permanece inalterada até o início da recristalização. A textura da fase austenítica apresenta componentes de textura típica de deformação e a fibra γ não é totalmente desenvolvida na fase ferrítica. Entretanto, o efeito da microestrutura
bandeada na recristalização e no desenvolvimento da textura final dos aços inoxidáveis duplex atualmente não está completamente entendido e explicado.
Do ponto de vista tecnológico, a evolução da microestrutura e a correlação entre esta evolução com a recuperação, recristalização e desenvolvimento da textura cristalográfica no processo recozimento final é bastante relevante, uma vez que influenciam as propriedades mecânicas finais.
Neste trabalho, a textura foi analisada por meio da técnica de difração de elétrons retroespalhados (Electron Backscatter Diffraction - EBSD) e difração de raios-X. A evolução da microestrutura foi avaliada por microscopia ótica e microscopia eletrônica de varredura. As propriedades mecânicas foram determinadas no ensaio de tração além da realização dos ensaios de dureza e microdureza. Na ferrita, o processo de recuperação é predominante em decorrência da presença das lamelas de austenita que impedem o crescimento dos grãos recristalizados com orientação pertencente à fibra γ. Portanto, a textura observada na fase ferrítica após recozimento é típica de recuperação. A textura de recristalização da austenita é típica de deformação plana. As propriedades mecânicas apresentaram valores relativamente próximos para as temperaturas de interrupção a partir de 1000°C e recozimento a 1050°C e encharque.
2 OBJETIVOS
Este trabalho tem como propósito estudar a evolução da microestrutura e textura cristalográfica no recozimento final do aço UNS S32304 e correlacionar essa evolução com a variação nas propriedades mecânicas.
São objetivos deste trabalho:
- Avaliar a evolução da microestrutura e textura cristalográfica por meio de interrupções no tratamento de recozimento final.
- Investigar a relação entre microestrutura, processos de recuperação e recristalização e a textura cristalográfica das fases austenítica e ferrítica.
- Verificar o efeito da deformação a frio na recristalização e textura cristalográfica. - Investigar a influência da microestrutura nas propriedades mecânicas.
3 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
3.1 AÇOS INOXIDÁVEIS
O consumo de aço inoxidável pelas principais economias mundiais está em constante aumento devido às amplas possibilidades de aplicações nos diferentes segmentos industriais, tais como geração de energia, papel e celulose, automotiva e química (LO; SHEK e LAI, 2009).
A resistência à corrosão dos aços inoxidáveis é proveniente do teor acima de 11% de cromo, responsável pela formação de uma fina camada estável de óxido de cromo na superfície (LO; SHEK e LAI, 2009; DAVIS, 1996). A composição química determina a microestrutura dos aços inoxidáveis e influencia diretamente as propriedades mecânicas. Os aços inoxidáveis são classificados em quatro grupos: martensíticos, austeníticos, ferríticos e duplex (DAVIS, 1996).
3.2 AÇOS INOXIDÁVEIS DUPLEX
Os aços inoxidáveis duplex (AIDs) possuem microestrutura constituída de uma matriz ferrítica e ilhas de austenita em quantidades aproximadamente iguais. A proporção das fases presentes na microestrutura dos AIDs é determinada pela composição química e tratamento térmico. Os principais elementos químicos são cromo e níquel, porém para atingir o equilíbrio entre as fases e conferir resistência à corrosão são adicionados nitrogênio, molibdênio, cobre, silício e tungstênio (DAVIS, 1996). O efeito dos elementos químicos na estabilização da ferrita ou austenita é quantificado utilizando as Equações de cromo equivalente (Creq) e níquel equivalente (Nieq) respectivamente. Assim, a equivalência entre as fases pode ser prevista pelas Equações 1, 2 e 3, onde as composições elementares estão em percentual mássico e T é a temperatura (°C) de recozimento entre 1050°C a 1150°C (INTERNATIONAL MOLYBDENUM ASSOCIATION, 2009).
Creq = %Cr + (1,73 x %Si) + (0,88 x%Mo) (1)
Nieq = %Ni + (24,55 x %C) + (21,75 x %N) + (0,4 x %Cu) (2)
% Ferrita = -20,93 + (4,01 x Creq) – (5,6 x Nieq) + (0,016 x T) (3)
Outra característica importante relacionada aos teores dos elementos de liga é a elevada resistência à corrosão dos AIDs em diversos ambientes. Os AIDs apresentam alta resistência à corrosão por frestas, corrosão por pites e corrosão sob tensão em meios contento cloreto. Nos AIDs, o maior teor de cromo, molibdênio e nitrogênio aumenta a resistência à corrosão por pite. Por este motivo, em geral, os AIDs são mais resistentes a este tipo de corrosão localizada em comparação com os austeníticos (INTERNATIONAL MOLYBDENUM ASSOCIATION, 2009). O Número Equivalente de Resistência ao Pite (PREN), Equação 4, é um parâmetro que mostra a influência destes elementos (em percentual mássico) na resistência à corrosão por pite (GUNN, 2003):
PREN = %Cr + (3,3 x %Mo) + (16 x %N) (4)
No entanto, um ponto negativo relacionado ao alto teor de elementos de liga é a possibilidade de precipitação de fases intermetálicas quando os AIDs são expostos a elevadas temperaturas. Estas fases, denominadas deletérias, prejudicam a resistência à corrosão e causam redução de tenacidade. Molibdênio e cromo, responsáveis por aumentar o PREN, também favorecem a formação de fases intermetálicas durante resfriamentos lentos. O nitrogênio em solução sólida retarda a formação das fases intermetálicas, porém é responsável pela formação de nitretos do tipo Cr2N durante resfriamentos rápidos. A precipitação intragranular de nitretos de cromo do tipo Cr2N é decorrente da supersaturação da ferrita em nitrogênio, ou seja, quando o tempo para o nitrogênio se difundir para austenita é insuficiente. A precipitação de nitretos reduz a tenacidade e a resistência à corrosão, pois diminui o cromo em solução sólida (NILSSON, 1992). Em geral, a precipitação intragranular de nitretos de cromo é observada na zona afetada pelo calor de soldas (INTERNATIONAL MOLYBDENUM ASSOCIATION, 2009).
A fase deletéria mais comum encontrada nos AIDs é a sigma. Esta fase é rica em ferro, cromo e molibdênio e causa perda de tenacidade. A formação da fase sigma ocorre entre 650°C e 920°C por decomposição eutetóide da ferrita em sigma mais austenita secundária e pode consumir por completo a fase ferrítica (SIEURIN e SANDSTRÖM, 2007). A redução do teor de elementos alfagênicos na vizinhança da fase sigma causa a precipitação da austenita secundária. Esta possui PREN menor em relação à matriz e por isto diminui a resistência à corrosão. A nucleação acontece principalmente nos contornos de grão ferrita/austenita e nos contornos de grão ferrita/ferrita (ESCRIBA; MATERNA-MORRIS; et al., 2009).
Outra fase deletéria observada nos AIDs é a fase chi. A precipitação acontece entre 700°C e 900°C nos contornos de grão ferrita/austenita, porém em menor quantidade (GUNN, 2003). A fase chi e a ferrita possuem estrutura cristalina cúbica de corpo centrado (CCC) com parâmetro de rede que difere por um fator próximo de três. A continuidade entre ambas as fases permite que a nucleação ocorra mais facilmente durante o processo de envelhecimento. No entanto, apenas a fase sigma está presente em longos tempos, pois é mais estável. A fase chi atua como sítios de nucleação para a fase sigma (ESCRIBA; MATERNA-MORRIS; et al., 2009; CALLIARI; BREDA; et al., 2015).
Em temperaturas abaixo de 500°C ocorre à decomposição espinoidal da ferrita em alfa linha devido à falta de miscibilidade existente no diagrama Fe-Cr. Conhecida também como fragilização a 475°C, a precipitação da fase alfa linha produz o endurecimento da ferrita (SAHUA; KRUPPC; et al., 2008). O tempo para a formação é muito longo, portanto, a precipitação desta fase durante o processo de fabricação é muito rara (INTERNATIONAL MOLYBDENUM ASSOCIATION, 2009).
A não formação de fases intermetálicas, ou seja, a existência de apenas ferrita e austenita na microestrutura é a condição ideal para obtenção de propriedades mecânicas e resistência à corrosão características dos AIDs. Portanto, a temperatura máxima que os AIDs podem ser submetidos durante a aplicação é 250°C sem que haja fragilização ou perda de resistência à corrosão (NILSSON, 1992).
Como apresentado anteriormente, a estabilização da austenita e ferrita é realizada por meio da presença dos elementos gamagênicos e alfagênicos respectivamente. Deste modo, a maior solubilidade de cromo, molibdênio e silício na ferrita promove o endurecimento por solução sólida desta fase, enquanto a fase austenítica é endurecida pelo nitrogênio (GUNN, 2003).
Os AIDs possuem limite de escoamento aproximadamente duas vezes superior aos aços inoxidáveis austeníticos em temperatura ambiente na condição recozido. Além da elevada resistência mecânica, possuem boa ductilidade e tenacidade, no entanto menores em relação aos austeníticos. A presença de níquel na composição química dos AIDs é responsável por aumentar significantemente a tenacidade em comparação aos aços inoxidáveis ferríticos. Esse conjunto de propriedades mecânicas permite a redução da espessura, consequentemente, peso em algumas aplicações. A resistência à trinca a quente, em geral associada ao processo de soldagem, é superior aos austeníticos devido à alta porcentagem de ferrita (INTERNATIONAL MOLYBDENUM ASSOCIATION, 2009).
3.3 LEAN DUPLEX
Os AIDs são classificados de acordo com a resistência à corrosão e composição química em cinco famílias: Padrão, 25% Cr, Super duplex, Hiper duplex e Lean Duplex.
Os aços Lean duplex surgiram devido às pesquisas realizadas com objetivo de reduzir o custo do teor de elementos de liga para tornar os AIDs mais competitivos em relação aos inoxidáveis austeníticos. No geral, os Lean duplex possuem menor adição de níquel e molibdênio em relação às outras famílias dos AIDs (KIM; CHO; et
al., 2010).
O aço UNS S32304 foi o primeiro Lean duplex produzido e ganhou popularidade por ser menos suscetível a formação da fase sigma devido ao menor teor de molibdênio, faixa de 0,05 a 0,6% conforme a norma ASTM A240/A240M – 14 (ASTM INTERNATIONAL, 2014; CHARLES; MITHIEUX; et al., 2012). Além disso, o teor de
níquel é 1% menor em comparação ao aço UNS S31803 (FARIA; FOURMENTIN; et
al., 2010).
Com relação à corrosão, a Figura 1 apresenta a comparação do potencial de pite e PREN típico entre alguns aços austeníticos, ferríticos e duplex. O aço UNS S32304 possui maior PREN e potencial de pite quando comparado ao aço inoxidável AISI 304L e valores próximos em relação ao AISI 316L (APERAM SOUTH AMERICA, 2012). O maior valor de PREN do aço UNS S32304 é consequência do maior teor de nitrogênio e cromo em relação ao ASI 304L. Os valores próximos de PREN dos aços UNS S32304 e AISI 316L é decorrente da presença de maior teor de molibdênio na composição química deste último (FARIA; FOURMENTIN; et al., 2010).
Figura 1 – Comparação do PREN e potencial de pite de alguns aços da classe dos austeníticos, ferríticos e duplex.
O aço UNS S32304 possui resistência à corrosão e propriedades mecânicas comparáveis ao aço AISI 316L e UNS S31803 respectivamente. Em aplicações em meios menos severos, onde a resistência à corrosão será equivalente ao aço AISI 316L, o aço UNS S32304 apresenta-se como uma alternativa com propriedades mecânicas próximas ao UNS S31803 (CHARLES; MITHIEUX; et al., 2012).
As principais aplicações do aço UNS S32304 são na indústria de petróleo e gás, papel e celulose, química e petroquímica, em equipamentos como trocadores de calor e para processamento de alimentos, tanques de estocagem, tanques de carga para navios e caminhões (APERAM SOUTH AMERICA, 2012).
3.4 LAMINAÇÃO A FRIO: ESTADO ENCRUADO
O conhecimento da evolução microestrutural durante a deformação dos metais permite o melhor entendimento da formação da textura neste estágio e dos mecanismos que acontecem no processo de recozimento (recuperação e recristalização). Os procedimentos de deformação provocam várias mudanças na microestrutura dos metais, os grãos tornam-se alongados, ocorre o aumento da área dos contornos e o surgimento de uma subestrutura dentro dos grãos. Essas modificações acontecem devido à incorporação de discordâncias criadas continuamente durante o processo. A soma da energia das discordâncias, dos defeitos pontuais gerados e do novo formato dos grãos representam a energia armazenada na deformação (HUMPHREYS e HATHERLY, 2004).
A laminação a frio causa reduções na espessura e alongamento na direção de laminação dos metais. No caso dos AIDs, este processo torna-se interessante devido à interação e ao diferente comportamento das fases que compõem a microestrutura. A laminação a frio produz camadas de ambas as fases com espessura menor, alternadas e alongadas na direção de laminação. A ferrita apresenta lamelas com espessura menor em relação à austenita após altas deformações, pois o menor número de sistemas de escorregamento e a baixa energia de falha de empilhamento (EFE) promovem maior taxa de encruamento da fase austenítica. Portanto, diferentes mecanismos de deformação operam na ferrita e austenita além da existência de um efeito sinérgico complexo entre as fases
(KEICHEL; FOCT e GOTTSTEIN, 2003; PRAMANIK; BERA e GHOSH, 2014; REICK; POHL e PADILHA, 1996).
A temperatura, taxa de deformação e a EFE são parâmetros que influenciam a determinação do mecanismo de deformação, no entanto a EFE é o mais significante (HUMPHREYS e HATHERLY, 2004). A ferrita possui alta EFE e deforma por escorregamento. Por outro lado, a deformação da austenita é mais complexa e a deformação pode acontecer por meio dos mecanismos de escorregamento, maclação ou transformação martensítica induzida por deformação (HERRERA; PONGE e RAABE, 2011).
Na deformação por escorregamento, rotações sucessivas em grãos com orientação desfavorável à tensão aplicada podem ocorrer para alcançar compatibilidade. Os grãos adjacentes restringem a deformação e cada grão do agregado deforma de maneira distinta, causando a criação de gradientes de energia armazenada. O modelo de subdivisão dos grãos descreve a deformação por escorregamento em duas escalas. No modelo macroscópico, os grãos grosseiros subdividem-se em diferentes componentes cristalográficos, por exemplo, pela rotação de um cristal e formação de bandas de deformação e cisalhamento, Figura 2 (HUMPHREYS e HATHERLY, 2004). As bandas de deformação são regiões de um grão que sofreram rotações diferentes devido à utilização de diferentes sistemas de escorregamento. As bandas de cisalhamento são formadas por tensão de cisalhamento em planos de pequena resistência à deformação. Essas regiões são observadas em um ângulo de 30 a 60°, aproximadamente, em relação à direção de laminação. As bandas de deformação estão confinadas no interior dos grãos e as bandas de cisalhamento atravessam vários grãos (PADILHA e SICILIANO JR, 2005; SANDIM, 2003).
Figura 2 – Microestrutura formada pela deformação por escorregamento de um metal policristalino: (a) bandas de deformação e bandas de transição no interior de um grão e (b) bandas de cisalhamento.
(a) (b) Fonte: Adaptado de HUMPHREYS e HATHERLY, 2004.
Em escala menor, o grão continua a subdividir-se e ocorre a formação de contornos geometricamente necessários para acomodar as crescentes diferenças de orientação. As densas paredes de discordâncias (dense dislocation walls - DDW) e as microbandas separam grupos de células de discordâncias. O aumento da deformação causa o alongamento das células de discordâncias e as densas paredes de discordâncias e as microbandas são substituídas por contornos lamelares, Figura 3. Uma fração significativa dos contornos lamelares possui alto ângulo (SANDIM, 2003; DOHERTY; HUGHES; et al., 1997).
Figura 3 – Representação esquemática de subdivisão dos grãos para (a) pequenas ou médias deformações e para (b) altas deformações.
(a) (b) Fonte: Adaptado de DOHERTY; HUGHES; et al., 1997.
A deformação por maclas é o principal mecanismo para metais com estrutura cristalina cúbica de faces centradas (CFC) com EFE menor que 25 mJm-2 eacontece quando o escorregamento torna-se difícil, ou seja, a mobilidade das discordâncias é diminuída. A maclação exige movimentos atômicos coordenados e pequenos. As discordâncias dissociam-se para formar matrizes planares de falhas de empilhamento nos planos de escorregamento. No início da deformação, formam-se bandas de maclas muito finas que então se desenvolvem. A frequência e o tamanho das maclas dependem da EFE (HUMPHREYS e HATHERLY, 2004).
Reick e colaboradores (1998) observaram, por meio de microscopia eletrônica de transmissão, uma distribuição mais homogênea de discordâncias com alta incidência de falhas de empilhamento na austenita enquanto que na ferrita houve formação de células de discordâncias após laminação a frio. Neste estudo foi investigado um aço AID DlN W.-Nr. 1.4462 (UNS S32205/31803). Além disso, a fase austenítica apresentou maior densidade de discordâncias e encruamento. Gauss (2015) reportou a formação de maclas de deformação na austenita e uma estrutura lamelar cada vez mais fina orientada paralelamente à direção de laminação para o aço UNS S32205 após laminação a frio com reduções de 23% e 43%. Nas amostras laminadas até 63% e 79% de redução, este autor relatou a formação de bandas de cisalhamento. Entretanto, por meio da técnica de difração de elétrons retroespalhados (Electron Backscatter Diffraction – EBSD) foi observado que a extensão das bandas de cisalhamento parece estar limitada devido à interferência do contorno de fase, porém afeta como ocorre a deformação plástica de ambas as fases. Keichel, Foct e Gottstein (2003) também reportaram a existência de bandas de cisalhamento na austenita que não ultrapassam o contorno de fase de um AID com 25,2% Cr, 7,1% Ni, 4,1% Mo e 0,4% N. Por outro lado, Jura e colaboradores (2002), por meio de microscopia eletrônica de transmissão, afirmaram que as bandas de cisalhamento que se iniciam na austenita cruzam as interfaces austenita/ferrita e continuam na ferrita na forma de microbandas após 60% e 80% de redução por laminação a frio.
Outra característica importante relacionada à EFE em uma temperatura invariável é a metaestabilidade da austenita em função da aplicação de deformação a frio. Dois tipos de martensita podem formar nos aços inoxidáveis: α’ e ε, possuem estrutura cristalina CCC e hexagonal compacta respectivamente. A martensita α’ é ferromagnética enquanto a martensita ε, não. A susceptibilidade a transformação martensítica induzida por deformação aumenta à medida que ocorre a diminuição da temperatura de deformação e EFE. A austenita do aço UNS S32304 possui maior susceptibilidade a transformação martensítica induzida por deformação em relação ao UNS S31803, devido ao menor conteúdo de molibdênio e níquel. A austenita do aço UNS S32304 é ainda menos estável em relação ao aço AISI 304L. É importante ressaltar que apenas a martensita α’ foi encontrada nos AIDs UNS S32205/31803 e UNS S32304 (TAVARES; PARDAL; et al., 2014; TAVARES; SILVA; et al., 2006). A Figura 4 apresenta a morfologia da martensita α’ no interior da austenita no aço UNS S32304 após laminação a frio.
Figura 4 – Martensita α’ no interior da austenita após laminação a frio (ε = -0,138) no aço UNS S32304 realçadas por círculos. Micrografia ótica.
A influência da composição química na transformação martensítica induzida por deformação é medida por meio da temperatura Md30, que consiste na temperatura na qual 50% de martensita é formada para deformação verdadeira de 0,3. A Equação de Nohara, Equação 9, relaciona o efeito dos elementos de liga (% em peso) e o tamanho de grão com a estabilidade da austenita. A diminuição do teor de elemento de liga como, por exemplo, molibdênio e níquel, aumenta a temperatura Md30. Portanto, aumenta a susceptibilidade da transformação martensítica induzida por deformação (NOHARA; ONO e OHASHI, 1977; VIANA, 2014).
Md30 = 551 – [462 x (% C + % N)] – [9,2 x (% Si)] – [8,1 x (% Mn)] – (13,7 x % Cr) – [29 x (% Ni + % Cu)] – (18,5 x % Mo) – (68,9 x % Nb) – [1,42 x (TG – 8)]
(9)
A EFE (mJ/m2) pode ser calculada a partir da composição química da fase austenítica utilizando as Equações 5, 6, 7 e 8 que estão entre as mais utilizadas para os aços inoxidáveis (LO; SHEK e LAI, 2009; RHODES e THOMPSON, 1977; SCHRAMM e REED, 1975; BROFMAN e ANSELL, 1978; DAI; WANG; et al., 2002).
Rhodes: EFE = 1,2 + (1,4 x % Ni) + (0,6 x % Cr) + (7,7 x % Mn) – (44,7 x % Si) (5)
Schramn: EFE = -53 + (6,2 x % Ni) +(0,7 x Cr) + (3,2 x % Mn) + (9,3 x % Mo) (6)
Brofman: EFE = 16,7 + (2,1 x % Ni) – (0,9 x % Cr) + (26 % x C) (7)
Dai: EFE = EFEFerro γ puro + (1,59 x % Ni) – (1,34 x % Mn) + [(0,06 x (% Mn2)] – (1,75 x % Cr) + (0,01 x (% Cr2)] + (15,21 x % Mo) – (5,59 x % Si) –
{60,69 x [% C + (1,2 x % N)] 1/2} + 26,27 (% C + %1,2 N) x (% Cr + % Mn + % Mo)1/2 + 0,61 [% Ni x (% Cr + % Mn)]1/2
(8)
Pramanik e colaboradores (2014) estudaram a influência da laminação a frio na microestrutura do aço UNS S31803 com o auxílio da técnica de microscopia ótica, microscopia eletrônica de transmissão e difração de raios-X. Neste estudo, a laminação a frio provocou a presença de finas ripas de martensita induzida por deformação localizadas na fase austenítica. O aumento da redução causou o aumento da porcentagem de martensita. Os autores sugeriram que 20% de redução
a frio é a porcentagem de deformação crítica para a formação de martensita α’. Estas conclusões estão de acordo com o estudo realizado por Reick e colaboradores (1996) para um AID com 22% Cr, 5,4% Ni, 2,9% Mo, 0,4% Si, 1,7% Mn, 0,1% N e 0,02% C.
Conforme trabalho de Kumar e colaborares (2005), o volume de martensita formada é maior na superfície da espessura da chapa em relação ao centro até aproximadamente 70% de redução. Esta diferença pode ser devido à menor magnitude da deformação no centro em menores graus de redução.
A distinção da martensita α’ e ferrita por meio da técnica de EBSD em AID é um constante desafio, pois ambas as fases possuem estrutura cristalina CCC. Herrera, Ponge e Raabe (2011) utilizaram os valores de Qualidade de Imagem (Image
Quality - IQ) e Índice de Confiança (Confidence Index - CI) para distinguir a
martensita e ferrita em um aço Lean duplex cuja composição química é Fe; 19,9% Cr, 0.42% Ni, 0.16% N, 4,79% Mn, 0,11% C, 0,46% Cu e 0,35% Si. A martensita apresenta alta deformação, consequentemente, menores valores de IQ e CI devido à alta densidade de defeitos. Deve-se considerar que a maior porcentagem de manganês deste aço causa o aumento da fração de austenita, consequentemente, melhora o efeito de plasticidade induzida por deformação, conhecido como TRIP (Transformation Induced Plasticity). A martensita α’ apresentou complexa microestrutura com o aumento da deformação e alta densidade de defeitos, ou seja, são regiões fortemente deformadas sem características morfológicas definidas ou com morfologia de blocos ou ripas.
As bandas de cisalhamento e interseções de bandas de cisalhamento são locais preferenciais para a formação da martensita induzida por deformação devido à alta densidade de defeito destas regiões em aços inoxidáveis austeníticos (LO; SHEK e LAI, 2009; TALONEN e HÄNNINEN, 2007; LEE e LIN, 2000; TIAN; BORGENSTAM e HEDSTRÖM, 2015; OLSON e COHEN, 1974; SHIRDEL; MIRZADEH e PARSA, 2015). Das e colaboradores (2008) relataram que a formação de martensita induzida por deformação no aço AISI 304 LN também acontece em contornos de grão e pontos triplos de contornos de grão. O crescimento da martensita α’ ocorre por
repetida nucleação de novos embriões e seus coalescimentos (MURR; STAUDHAMMER e HECKER , 1982).
Conforme apontado anteriormente, é importante considerar o efeito dos contornos de fase durante o processo de deformação. A Figura 5 apresenta o mapa de fases associado ao mapa de IQ e os mapas de Kernel Average Misorientation (KAM) para as fases CCC e austenita após deformação verdadeira de 0,2 obtido por Herrera, Ponge e Raabe (2011). A diferença de orientação localizada provocada durante os processos de deformação pode ser avaliada por meio do parâmetro de diferença de orientação média de Kernel. O KAM é definido como a diferença de orientação média de um ponto ou pixel em relação a um número definido de vizinhos (TAKAYAMA; SZPUNAR e KATO, 2005; WRIGHT; NOWELL e FIELD, 2011). As regiões da ferrita próximo aos contornos de grão e contornos de fase ferrita/austenita apresentaram maior diferença de orientação em relação ao interior dos grãos. Na austenita, a distribuição de densidade de discordâncias torna-se mais forte próximo às maclas de recozimento, aos contornos de fase e interfaces entre a martensita ε e austenita e entre a martensita α’ e a austenita (HERRERA; PONGE e RAABE, 2011).
Figura 5 – (a) Mapa de fases associado ao mapa de IQ e (b) Mapas de KAM do aço Lean Duplex para as fases CCC e austenita após deformação verdadeira por ensaio de tração de 0,2. O KAM foi calculado utilizando 5 vizinhos e máxima diferença de orientação de 2º.
(a) (b) (c) Fonte: Adaptado de HERRERA; PONGE e RAABE, 2011.
Fréchard e colaboradores (2006) relataram que durante a deformação plástica ocorre o acúmulo de discordâncias na austenita próximo aos contornos de fase. Esta tensão acumulada também pode ser uma fonte de geração de discordâncias na ferrita. Adicionalmente, Keichel e colaboradores (2003) concluíram que não existe influência significante da presença dos contornos de fase nos mecanismos de deformação da austenita e ferrita do AID em relação aos respectivos aços monofásicos. Segundo estes autores, a maior área de contornos de fase, assinalado como Λ na Figura 6, está paralela à direção de laminação e a interação resultante é comparável a um efeito de atrito. A principal acomodação da deformação entre a ferrita e austenita acontece nas áreas dos contornos de fase na direção de laminação, assinalado como λ. Estas áreas representam apenas uma menor parte da área total dos contornos de fase. Por outro lado, já foi reportado na literatura que a estrutura bandeada do AID provoca diferentes condições de deformação devido à interação entre as duas fases e restringe consideravelmente as rotações dos grãos no interior das lamelas, influenciando diretamente a textura cristalográfica (RYŚ e RATUSZEKB, 2010; RYŚ e WITKOWSKA, 2008).
Figura 6 – Representação esquemática da área dos contornos de fase da microestrutura do AID.
Fonte: Adaptado de KEICHEL; FOCT e GOTTSTEIN, 2003.
3.5 RECOZIMENTO: RECUPERAÇÃO E RECRISTALIZAÇÃO
O recozimento é realizado com o propósito de desenvolver uma microestrutura composta de grãos equiaxiais com baixa densidade de discordâncias a partir do estado encruado por meio dos processos de recuperação, recristalização e crescimento de grãos (HUMPHREYS e HATHERLY, 2004). A recristalização de metais e ligas possui grande importância no processamento industrial devido à necessidade do controle das propriedades mecânicas e estrutura dos grãos no produto final (DOHERTY; HUGHES; et al., 1997).
A recuperação consiste nos processos de aniquilação e rearranjo de discordâncias em uma configuração de baixa energia e causa, em pequena escala, mudanças sutis na microestrutura. No entanto, estas modificações afetam as propriedades mecânicas. Sendo assim, a dureza ou limite de escoamento são frequentemente utilizados para avaliação da recuperação de um material. A recristalização primária pode ser definida como a formação de novos grãos livres de deformação e migração de contornos de alto ângulo sobre a microestrutura deformada ou recuperada. Importante salientar que a recuperação e recristalização são processos competitivos, pois a energia utilizada em ambos os processos é a energia armazenada na deformação (HUMPHREYS e HATHERLY, 2004; DOHERTY; HUGHES; et al., 1997).
Os diferentes mecanismos de deformação que ocorrem na austenita e ferrita implicam em diferentes mecanismos de amaciamento durante o recozimento dos AIDs (REICK; POHL e PADILHA, 1998). Reick e colaboradores (1998) afirmaram que na ferrita acontece recuperação em decorrência da alta taxa de difusão, alta mobilidade e arranjo mais favorável das discordâncias (células de discordâncias). Deve-se mencionar, também, que os núcleos são formados por crescimento de subgrãos. Neste estudo, o recozimento do aço UNS S31803 foi realizado com variação de tempo entre 3 segundos a 100 horas e temperatura entre 600°C e 1000°C. Este mesmo comportamento foi reportado por Herrera, Raabe e Ponge (2012) para fase ferrítica durante o recozimento com diferentes tempos e temperatura entre 1000°C a 1100°C do aço UNS S32304.
Keichel, Foct e Gottstein (2003) citaram que associada à alta EFE, a morfologia em lamelas alternadas favorece o processo de recuperação da ferrita dos aços AIDs. Os grãos de ferrita se estendem através da espessura das lamelas, consequentemente, existe menor número de grãos ferríticos vizinhos. A menor fração de contornos de grão na fase ferrítica diminuem os sítios de nucleação preferenciais para a recristalização.
A nucleação durante a recristalização acontece em regiões pré-existentes na microestrutura deformada com alto gradiente de orientação local, ou seja, heterogeneidades de deformação, contornos de grão de alto ângulo e partículas de segunda fase. Em conjunto, a formação de contornos de alto ângulo pode acontecer por meio de migração de subcontornos e coalescimento de subgrãos, associados a metais de baixa e alta EFE respectivamente. O crescimento das regiões recristalizadas continua até que os grãos recristalizados se encontrem e toda a região deformada ou recuperada seja consumida (HUMPHREYS e HATHERLY, 2004; RIOS; SICILIANO JÚNIOR e SANDIM, 2005).
Reick e colaboradores (1998) e Herrera, Raabe e Ponge (2012) ainda afirmaram que a microestrutura deformada da austenita dos AIDs permaneceu inalterada até o início da recristalização primária. Entretanto, é importante ressaltar que a martensita induzida por deformação, quando presente na microestrutura, reverte para austenita durante o recozimento de ligas com microestrutura austenítica. Poucos trabalhos abordam esta transformação em AID quando comparado aos aços inoxidáveis austeníticos (AGUIAR, 2012). O mecanismo de reversão da martensita α’ em austenita possui grande importância tecnológica nos estudos referentes a esta classe de aços devido ao refinamento de grão provocado por esta transformação (TOMIMURA; TAKAKI e TOKUNAGA, 1991).
Os mecanismos conhecidos como reversão por cisalhamento e reversão difusional são amplamente discutidos para a transformação da martensita induzida por deformação em austenita. A Figura 7 mostra uma representação esquemática de ambos os mecanismos. A formação dos grãos de austenita pela reversão por cisalhamento acontece por meio de movimentos coordenados de átomos. Durante o recozimento, os processos de recuperação e recristalização ocorrem nos grãos de austenita revertida que possuem alta densidade de discordâncias herdadas da martensita. O mecanismo de reversão difusional consiste na nucleação de finos grãos equiaxiais de austenita na matriz de martensita α’. O aumento do tempo de recozimento causa o crescimento dos grãos de austenita e o desaparecimento da martensita α’ (TOMIMURA; TAKAKI e TOKUNAGA, 1991).
Figura 7 – Ilustração dos mecanismos de reversão da martensita para austenita.
Fonte: Adaptado de TOMIMURA; TAKAKI e TOKUNAGA, 1991.
O mecanismo de reversão da martensita α’ depende da composição química do aço e temperatura de recozimento. O aumento da razão Níquel/Cromo aumenta a energia livre de Gibbs referente à mudança de estrutura cristalina CFC e CCC e diminui a temperatura para ocorrência da reversão por cisalhamento. Abaixo desta temperatura, o mecanismo de reversão será difusional (TOMIMURA; TAKAKI e TOKUNAGA, 1991). Adicionalmente, Guy e colaboradores (1983) reportaram que as temperaturas de início e término da reversão da martensita diminuem com o aumento do teor de níquel.
Padilha e colaboradores (2003) em um trabalho de revisão citaram várias faixas de temperatura e tempo para a reversão da martensita induzida por deformação dos aços inoxidáveis austeníticos reportadas por alguns pesquisadores. Estes autores afirmaram que a temperatura de reversão é menor em relação à temperatura de recristalização dos aços investigados. Adicionalmente, não há nenhuma evidência clara de que exista uma correlação entre a reversão de martensita e recristalização.
Durante a recuperação e recristalização primária da fase austenítica dos AIDs e dos aços inoxidáveis austeníticos, ou seja, metais de baixa a média EFE, maclas de recozimento são formadas. Este defeito consiste em lamelas com lados paralelos formados por falhas de empilhamento dos planos {111}, conhecidos como contornos de macla coerente. A formação de maclas é importante no desenvolvimento da textura de recristalização devido à produção de novas orientações que não existiam na microestrutura deformada (HUMPHREYS e HATHERLY, 2004).
Reick e colaboradores (1998) afirmaram que a nucleação de novos grãos na austenita acontece nas interfaces das fases de maneira mais descontínua. Estes autores concluíram que a cinética de recristalização é mais rápida na ferrita apesar do maior potencial termodinâmico para recristalização na austenita.
O tamanho de grão após processo de recozimento para ambas as fases dos AIDs são menores em relação aos respectivos aços monofásicos em decorrência da presença de contornos de fase que impedem o crescimento dos grãos. O tamanho de grão da austenita é levemente menor em comparação à fase ferrítica devido à maior mobilidade dos átomos (difusão) nesta fase (REICK; POHL e PADILHA, 1998; CHOI; JI; et al., 2012).
Regiões recristalizadas possuem baixa diferença de orientação intragranular em relação ao estado encruado. Com o avanço da técnica de EBSD, a evolução da recristalização pode ser avaliada por meio do parâmetro de espalhamento de orientação no interior dos grãos ou Grain Orientation Spread (GOS). Este parâmetro é calculado definindo o desvio médio da orientação entre cada ponto em um grão e a orientação média do grão analisado. Na literatura, GOS menor que 1° tem sido associado a grãos recristalizados (GAUSS, 2015; WRIGHT; NOWELL e FIELD,
2011; BRACKE; VERBEKEN e KESTENS, 2009; POLKOWSKI; JÓŹWIK e BOJAR,
2014; JIN; LIN; et al., 2014; LEE; HUH e ENGLER, 2012; VERBEKEN; BARBÉ e RAABE, 2009).
3.6 TEXTURA CRISTALOGRÁFICA
A presença de textura cristalográfica em um material é proveniente da concentração em maior ou menor grau das orientações de cada grão em um agregado policristalino em torno de orientações específicas (HUMPHREYS e HATHERLY, 2004; PADILHA e SICILIANO JÚNIOR, 2005; ENGLER e RANDLE, 2010).
A austenita e a ferrita em aços inoxidáveis desenvolvem textura de fibra durante os processos de laminação e recozimento e são representadas em ODFs (Orientation
Distribution Function) com seção φ2 constante (RAABE, 1997; RAABE e LÜCKE, 1993). As Figuras 8 e 9 apresentam algumas importantes fibras e orientações no espaço de Euler para a austenita e ferrita respectivamente.
Figura 8 – Representação das fibras no espaço de Euler reduzido para austenita e (b) ferrita.
(a) Fonte: HUMPHREYS e HATHERLY, 2004.
Figura 9 – (a) Representação das fibras no espaço de Euler reduzido para estrutura cristalina cúbica de corpo centrado com alta EFE e (b) seção φ2 = 45°.
(a) (b) Fonte: HUMPHREYS e HATHERLY, 2004; RAABE e LÜCKE, 1993.
As Tabelas 1 e 2 mostram as características das fibras para a austenita e ferrita respectivamente.
Tabela 1 – Fibras para os metais e ligas com estrutura cristalina CFC.
Fibra Eixo da fibra Componentes
α <011> || DN Goss {011}<100> (φ1 = 0°, Φ = 45° e φ2 = 90°) Latão {011}<211> (φ1 = 35°, Φ = 45° e φ2 = 90°) γ <111> || DN {111}<112> (φ1 = 30/90°, Φ = 55° e φ2 = 45°) {111}<110> (φ1 = 0/60°, Φ = 55° e φ2 = 45°) τ <011> || DT {112}<111> (φ1 = 90°, Φ = 35° e φ2 = 45°) Goss {011}<100> (φ1 = 30/90°, Φ = 90° e φ2 = 45°) β Latão {110}<112> (φ1 = 35°, Φ = 45° e φ2 = 90°) S {123}<634> (φ1 = 59°, Φ = 37° e φ2 = 63°) Cobre {112}<111> (φ1 = 90°, Φ = 35° e φ2 = 45°).
Tabela 2 – Fibras para os metais e ligas estrutura cristalina CCC.
Fibra Eixo da fibra Componentes
α <011> || DL {001}<110>, {112}<110>, {111}<110> γ <111> || DN {111}<110>, {111}<112> ζ <100> || DN {001}<110>, {001}<100> ε <001> || DL {001}<100>, {011}<100> Ζ <110> || DN {110}<112>, {110}<110> ε <110> || DT {001}<110>, {112}<111>,{4 4 11}<11 11 8>, {111} <112>, {11 11 8}<4 4 11>, {011}<100>
Fonte: Adaptado de RAABE e LÜCKE, 1993.
Ressalta-se que as componentes de textura pertencentes à fibra α para os metais com estrutura cristalina CCC possuem a direção <110> paralela à direção de laminação. Já no caso dos metais CFC, as componentes de textura da fibra α apresentam os planos {011} paralelos ao plano da chapa (HUMPHREYS e HATHERLY, 2004).
3.7 EVOLUÇÃO DA TEXTURA CRISTALOGRÁFICA DOS AÇOS INOXIDÁVEIS DUPLEX
No processo de produção dos AIDs, o desenvolvimento da textura da fase ferrítica do aço inoxidável UNS S31803 durante o lingotamento contínuo acontece na solidificação e a textura da austenita é decorrente da transformação da ferrita em austenita. A textura da fase ferrítica na região próxima ao molde é quase aleatória devido à nucleação heterogênea. A região constituída por grãos colunares com rápido crescimento na direção <001> paralela à direção normal da placa fortalecem a fibra <001> || DN. A austenita precipita nos contornos de grão ou dentro da fase ferrítica com uma relação específica que respeita as relações de orientação Nishiyama-Wassermann (N-W) ou Kurdjumov-Sachs (K-S) e apresenta fraca textura em todas as regiões (HERRERA; PONGE e RAABE, 2008).
