CENTRO UNIVERSITÁRIO FEI FLAVIA REGINA PUCCI
EFEITO DA LAMINAÇÃO CRIOGÊNICA NA TRANSFORMAÇÃO DE FERRITA EM AUSTENITA INDUZIDA POR DEFORMAÇÃO EM AÇO INOXIDÁVEL
SUPERDÚPLEX
São Bernardo do Campo 2021
FLAVIA REGINA PUCCI
EFEITO DA LAMINAÇÃO CRIOGÊNICA NA TRANSFORMAÇÃO DE FERRITA EM AUSTENITA INDUZIDA POR DEFORMAÇÃO EM AÇO INOXIDÁVEL
SUPERDÚPLEX
Dissertação de Mestrado apresentada ao Centro Universitário FEI, como parte dos requisitos necessários para obtenção do título de Mestre em Engenharia Mecânica com ênfase em Materiais e Processos. Orientado pelo Prof. Dr. Rodrigo Magnabosco.
São Bernardo do Campo 2021
Dedico esse trabalho a minha irmã, Paula, a quem eu desejo uma vida longa e próspera.
AGRADECIMENTOS
Aos meus Guias Espirituais, especialmente ao meu Exú, pela proteção e por me ajudar a concluir mais essa etapa.
Ao meu orientador, Prof. Dr. Rodrigo Magnabosco por toda atenção, tempo, paciência e por confiar no meu trabalho.
À minha mãe, Lore, pelo apoio e incentivo desde o primeiro pensamento em fazer mestrado, e a meu pai, Eduardo, que mesmo não estando presente em corpo físico, sempre esteve a meu lado.
À minha “irmãe”, Paula, por sempre me apoiar e estar comigo em todos os momentos, inclusive nas idas ao laboratório durante a pandemia.
Ao meu namorado, Philipe, por clarear a minha mente e me ajudar nos momentos mais difíceis.
Ao meu cachorro e melhor amigo, Rafinha, pela companhia e por me fazer feliz.
Ao Caio Duarte Bezerra, Fabricio Piedade e William Pereira dos Santos por todo o auxílio e paciência.
À minha banca avaliadora, Prof.ª Dr.ª Daniella Caluscio dos Santos e Dr. Rodrigo Liberto pela disponibilidade e contribuições na execução deste trabalho.
Ao programa CAPES (Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Ensino Superior) e ao Centro Universitário FEI pela bolsa de estudos.
A todos que direta ou indiretamente fizeram parte da minha formação e me ajudaram com este trabalho.
“One dream, one soul, one prize, one goal One golden glance of what should be It´s a kind of magic.”
Freddie Mercury
O presente trabalho foi realizado com o apoio da Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior – Brasil (CAPES) – Código de Financiamento 001.
RESUMO
Trabalhos anteriores realizados pelo grupo de pesquisas que se insere esse trabalho indicam que a aplicação de deformação plástica a frio em aços inoxidáveis dúplex leva a redução da fração da ferrita presente, evidenciando que nesses aços possa ocorrer uma transformação de ferrita em austenita induzida por deformação, semelhante a uma transformação martensítica reversa. Com isso, tem-se a possibilidade de uma Transformação Martensítica Reversa Induzida por Deformação (TMRID), em contraponto a transformação martensítica induzida por deformação (TMID) comumente observada em alguns aços inoxidáveis austeníticos, onde a austenita se transforma em martensita. Deste modo, considerando a ocorrência da TMRID em aços inoxidáveis dúplex e a possível influência da temperatura nessa transformação, o objetivo do presente trabalho foi estudar a TMRID no aço inoxidável superdúplex UNS S32750 deformado plasticamente através de laminação, avaliando-se a influência do grau de deformação e da temperatura de trabalho a frio, comparando-se o material deformado com diferentes deformações a temperatura ambiente e a aproximadamente a -196 °C. Para tal, fez- se o uso de quantificação de fases do material em estudo através das técnicas de medição magnética e estereologia quantitativa. A técnica de difratometria de raios-X não foi adequada para a realização da quantificação de fases devido à presença de textura nas amostras. Através dos resultados obtidos, concluiu-se que o aumento da deformação plástica aplicada reduz a fração volumétrica da fase ferrita sem a formação de novas fases, evidênciando a TMRID, porém os resultados obtidos para as amostras laminadas em temperatura ambiente e -196 °C indicam a ausência de influência da temperatura na transformação de fase; observou-se também que a fração volumétrica da ferrita se estabiliza em aproximadamente 0,25 de deformação verdadeira, indicando saturação da capacidade da deformação plástica aplicada de induzir a TMRID.
Palavras-chave: Aço inoxidável superdúplex. Transformações de fases. Transformação martensítica reversa. Deformação plástica a frio. Quantificação de fases.
ABSTRACT
Previous work developed by the research group to which this work belongs indicates that the application of cold plastic deformation in duplex stainless steels leads to a reduction of the ferrite fraction. Such evidence suggests that in these steels may occur a transformation of ferrite into austenite induced by strain, similar to a reverse martensitic transformation (Strain Induced Reverse Martensitic Transformation – SIRMT), in contrast to the strain induced martensitic transformation (SIMT) commonly observed in some austenitic stainless steels, where austenite is transformed into martensite. Thus, considering the occurrence of SIRMT in duplex stainless steels and the possible influence of temperature in this transformation, the objective of the present work was to study SIRMT in superduplex stainless steel UNS S32750 plastically deformed by rolling, evaluating the influence of the degree of deformation and cold working temperature, comparing the deformed material with different strains at room temperature and at approximately -196 ° C. This was possible by the use of phase quantification through the techniques of magnetic measurement and quantitative stereology.
However, X-ray diffraction was not suitable for phase quantification due to the presence of texture in the samples and was only used for phase characterization. It was concluded that the increase in applied plastic deformation reduces the volumetric fraction of the ferrite phase without the formation of new phases, evidencing SIRMT, but the results obtained for the samples rolled at room temperature and -196 ° C indicate the absence of temperature influence on the phase transformation. Volumetric fraction of the ferrite stabilizes at approximately 0.25 true strain, indicating a strain saturation ability to induce SIRMT.
Keywords: Superduplex stainless steel. Phase transformations. Reverse martensitic transformation. Cold plastic deformation. Phase quantification.
LISTA DE ILUSTRAÇÕES
Figura 1 - Variação da fração volumétrica de ferrita em relação ao grau de encruamento do
aço inoxidável dúplex UNS S31803. ... 12
Figura 2 - Fração volumétrica de ferrita em função da deformação plástica efetiva obtida a partir da laminação, tração ou compressão feitos a temperatura ambiente para dois aços inoxidáveis dúplex (DSS-1 e DSS-2) tratados a (a) 1000 °C, (b) 1100 °C e (c) 1200 °C. ... 13
Figura 3 - Exemplo de padrões de DRX das amostras do aço DSS-2 da Figura 2 tratadas a 1100 °C e deformadas por compressão até 0,7 de deformação efetiva. ... 14
Figura 4 - Seção isotérmica a 1300 °C do ternário Fe-Cr-Ni. ... 16
Figura 5 - Seção isotérmica a 1200 °C do ternário Fe-Cr-Ni. ... 17
Figura 6 - Seção isotérmica a 1100 °C do ternário Fe-Cr-Ni. ... 17
Figura 7 - Seção isotérmica a 1000 °C do ternário Fe-Cr-Ni. ... 18
Figura 8 – Fração das fases em função da temperatura para o aço UNS S31803 calculados pelo Thermo-Calc usando a base de dados TCFE7. ... 19
Figura 9 - Gráfico de Energia Livre de Gibbs em função da temperatura para as fases austenita e martensita... 22
Figura 10 - Fração de martensita ’ em dois aços inoxidáveis austeníticos em função da redução de espessura imposta em laminação a frio. ... 24
Figura 11 - Porcentagem de volume de martensita em várias amostras deformadas. ... 24
Figura 12 - Difratograma de raios-X obtido com radiação Co K1 para o aço AISI 301LN com plástica verdadeira de 0,09, a 3.10-4 s-1 e –40 °C. ... 25
Figura 13 – Difratogramas de raios-X obtidos com radiação de Cu Ka1 das amostras A e B. 26 Figura 14 - Difratogramas de raios-X para as amostras recozidas em diversas temperaturas e laminada a frio (CR). ... 27
Figura 15 – Difratogramas associados a evolução da transformação de fase após laminação à temperatura criogênica com reduções de 20, 40, 60 e 80%. ... 29
Figura 16 – Quantificação de fração volumétrica de martensita em função da redução da espessura a partir de medidas por DRX. ... 30
Figura 17 - Difratograma de raios-X antes da deformação, mostrando a predominância dos picos de CFC. ... 31
Figura 18 - Mapas das fases obtido por EBSD da amostra antes de sofrer deformação. ... 31
Figura 19 - Variação da fração de CCC obtida por EBSD em diferentes níveis de deformação. ... 32
Figura 20 - Ilustração esquemática da resposta das múltiplas taxas de endurecimento versus deformação verdadeira, relacionando as etapas da transformação martensítica. ... 33 Figura 21 - Evolução da microestrutura do material deformado a -196 °C. ... 33 Figura 22 – Transformação martensítica induzida por laminação a 25 °C (HR) e -118 °C (CR). ... 34 Figura 23 - Transformação martensítica induzida por tração a 25 °C (HR) e -118 °C (CR) das amostras previamente laminadas a quente (HR) e laminadas a frio e recozidas (CR/A). ... 35 Figura 24 - Comparação da fração volumétrica de martensita obtida por laminação em
temperatura criogênica (CR) e temperatura ambiente (HR) e por ensaio de tração a
temperatura criogênica (CT) e temperatura ambiente (HT). ... 36 Figura 25– Comparação entre as técnicas de estereologia quantitativa, ferritoscopia e DRX na quantificação de martensita do aço 301L deformado plasticamente. ... 37 Figura 26 – Variação da dureza Vickers (HV-1) versus deformação real para os diferentes níveis de laminação. ... 40 Figura 27– Difratogramas de raios-X das amostras como recebida (CR), redução de espessura de 50% por laminação e redução de espessura de 90% por laminação do aço inoxidável dúplex (DP). ... 41 Figura 28– Difratogramas de raios-X das amostras como recebida (CR), redução de espessura de 50% por laminação e redução de espessura de 90% por laminação do aço inoxidável superdúplex (SP). ... 41 Figura 29 – Micrografias da amostra como recebida (A) e da amostra com deformação de 78% (B) e 92,8% (C), atacadas com reagente Murakami. ... 43 Figura 30– Difratogramas obtidos para as amostras nas condições como recebida e com 78%, 89,2% e 95,6% de deformação. ... 45 Figura 31– Fração volumétrica de martensita versus deformação verdadeira obtidos pelas técnicas de medição magnética e difratometria de raios-X. ... 45 Figura 32– Comparação entre a quantidade de austenita transformada no aço inoxidável dúplex UNS S31803 e no aço inoxidável austenítico AISI 304L. ... 46 Figura 33– Microestrutura do aço inoxidável superdúplex SAF 2205. A) Como recebida; B) Após 85% de redução na espessura. ... 47 Figura 34– Quantificação da fração volumétrica de martensita versus deformação efetiva de von Misses; resultados obtidos por ToF-ND e MEV por Breda e resultados de Tavares. ... 48 Figura 35– Difratogramas das amostras nas condições como recebida (CR), com 30% e 50%
de deformação... 49
Figura 36– Curva de histerese obtidas por VSM do aço 7MoPLUS laminado em temperatura ambiente. ... 49 Figura 37 - Diagrama esquemático do processo de transformação do empilhamento da
estrutura cúbica de corpo centrado (CCC) para cúbica de face centrada (CFC). ... 51 Figura 38 – Transição de fase de grãos CFC do grão original CCC1 para o novo grão CCC2. 52 Figura 39 – Representação esquemática do princípio fundamental do ensaio HPT. ... 53 Figura 40 – Difratograma de raios-X e frações volumétricas das amostras antes e depois do ensaio de torção de alta pressão com velocidade de rotação de 0,2 rpm. (a) Difratograma de raios-X, (b) fração volumétrica das fases presentes. ... 54 Figura 41 - Difratograma de raios-X e frações volumétricas das amostras antes e depois do ensaio de torção de alta pressão com velocidade de rotação de 5 rpm. (a) Difratograma de raios-X, (b) fração volumétrica das fases presentes. ... 54 Figura 42 – Micrografias de microscópio eletrônico de transmissão do material após ensaio de HTP. (a) imagem de campo brilhante, (b) padrão de área de difração, (c) imagem de campo escuro usando reflexão de ferrita, (d) imagem de campo escuro usando reflexão de cementita.
... 56 Figura 43 – Volume em porcentagem de martensita ’ versus redução de espessura a partir da deformação por laminação, obtidos por difratometria de raios-X e medidas magnéticas. ... 57 Figura 44 - Volume em porcentagem de martensita ’ versus número de voltas a partir da deformação por torção de alta pressão, obtidos por difratometria de raios-X e medidas
magnéticas. ... 58 Figura 45 – Variações de volume da martensita ’ durante deformação em ensaio de torção de alta pressão mensurados por difratometria de raios-X (XRD) e medidas magnéticas (Magn).
(a) Taxa de carregamento = 360 deg/min, (b) = 200 deg/min e = 915 deg/min. ... 59 Figura 46 - Porcentagem de ferrita em função da deformação plástica. ... 60 Figura 47 – Micrografias com aumento de 50 vezes e ataque com ácido oxálico na seção longitudinal. (a) Amostra original (b) 15% deformada (0,187 de deformação) (c) 40%
deformada (0,549 de deformação) e (d) 55% deformada (0,852 de deformação)... 62 Figura 48 - Micrografias com aumento de 50 vezes e ataque com ácido oxálico na seção transversal. (a) Amostra original (b) 15% deformada (0,187 de deformação) (c) 40%
deformada (0,549 de deformação) e (d) 55% deformada (0,852 de deformação)... 63 Figura 49- Fração de ferrita da área lateral dos corpos de prova em função da redução de altura aplicada. ... 64
Figura 50 - Variação da fração em volume de ferrita, medida pelo ferritoscópio, pela
deformação efetiva. ... 65
Figura 51 - Fração das fases em função da temperatura para o aço SAF 2507 (UNS S32760) calculados pelo Thermo-Calc usando a base de dados TCFE9. ... 67
Figura 52 - Gráfico de Energia Livre de Gibbs em função da temperatura para as fases austenita e martensita de um aço inoxidável dúplex que passaria por transformação martensítica reversa induzida por deformação. ... 68
Figura 53 – Serra de corte horizontal cortando disco de 10 mm da barra. ... 71
Figura 54 – Esquema de corte de barra para a obtenção de amostras. ... 71
Figura 55 – Laminador de produtos planos do CDMatM-FEI. ... 72
Figura 56 – Sentido de laminação dos corpos de prova. ... 73
Figura 57 – Comparação do corpo de prova original (A) com o corpo de prova que sofreu 75% de deformação plástica (B). ... 73
Figura 58 - Correção Ferritoscópio devido a espessura. ... 77
Figura 59– Identificação das regiões da amostra como recebida. ... 79
Figura 60- Micrografia da amostra Como Recebida referente a região da Borda A, atacada eletroliticamente com ácido oxálico e aumento de 200 vezes. ... 80
Figura 61- Micrografia da amostra Como Recebida referente a região do centro, atacada eletroliticamente com ácido oxálico e aumento de 200 vezes. ... 80
Figura 62- Micrografia da amostra Como Recebida referente a região da Borda B, atacada eletroliticamente com ácido oxálico e aumento de 200 vezes. ... 81
Figura 63– Difratograma de raios-X da amostra Como Recebida. ... 82
Figura 64– Perfil de microdureza Vickers da amostra como recebida. ... 84
Figura 65 – Gráfico da porcentagem de ferrita em função da deformação verdadeira das amostras laminadas nas temperaturas ambiente e – 196°C, medidas através da ferritoscopia. 85 Figura 66– Micrografias das amostras laminadas com 15%, 30%, 45%, 60% e 75% de deformação nas temperaturas ambiente e -196 °C. Ataque eletrolítico com ácido oxálico; aumento de 200 vezes (continua). ... 86
Figura 67 – Micrografias das amostras laminadas com 15%, 30%, 45%, 60% e 75% de deformação nas temperaturas ambiente e -196 °C. Ataque eletrolítico com ácido oxálico; aumento de 200 vezes (final). ... 87
Figura 68 – Micrografia da seção lateral do corpo de prova na condição como recebida. Ataque eletrolítico com ácido oxálico, aumento de 200 vezes... 88
Figura 69 - Micrografia da seção lateral do corpo de prova com 15% de deformação, laminado em temperatura ambiente. Ataque eletrolítico com ácido oxálico, aumento de 200 vezes. ... 88 Figura 70 - Micrografia da seção lateral do corpo de prova com 30% de deformação,
laminado em temperatura ambiente. Ataque eletrolítico com ácido oxálico, aumento de 200 vezes. ... 89 Figura 71- Micrografia da seção lateral do corpo de prova com 45% de deformação, laminado em temperatura ambiente. Ataque eletrolítico com ácido oxálico, aumento de 200 vezes. ... 89 Figura 72 - Micrografia da seção lateral do corpo de prova com 60% de deformação,
laminado em temperatura ambiente. Ataque eletrolítico com ácido oxálico, aumento de 200 vezes. ... 90 Figura 73 - Micrografia da seção lateral do corpo de prova com 75% de deformação,
laminado em temperatura ambiente. Ataque eletrolítico com ácido oxálico, aumento de 200 vezes. ... 90 Figura 74 – Perfis de Microdureza Vickers obtidos para as amostras nas condições como recebida e laminadas com 15%, 30%, 45%, 60% e 75% de deformação em temperatura ambiente. ... 92 Figura 75 – Difratogramas de raios-X utilizando radiação de Cu e cristal monocromador das amostras como recebidas e laminadas com 75% de deformação plásticas nas temperaturas ambiente e -196 °C. ... 93 Figura 76 – Largura do Pico a Meia Altura (FWHM) dos planos difratados obtidos através da radiação de Cu com cristal monocromador. ... 94 Figura 77 – Difratogramas de raios-X obtidos com radiação de Cu e filtro de Ni para as amostras laminadas em temperatura ambiente com 15%, 30%, 45%, 60% e 75% de
deformação. ... 95 Figura 78– Difratogramas de raios-X obtidos com radiação de Cu e filtro de Ni para as
amostras laminadas a – 196 °C com 15%, 30%, 45%, 60% e 75% de deformação. ... 96 Figura 79 - Largura do Pico a Meia Altura (FWHM) dos planos difratados obtidos através da radiação de Cu e filtro de Ni para as amostras na condição como recebida e laminadas em temperatura ambiente. ... 97 Figura 80- Largura do Pico a Meia Altura (FWHM) dos planos difratados obtidos através da radiação de Cu e filtro de Ni para as amostras na condição como recebida e laminadas a -196
°C. ... 97
Figura 81– Esquematização dos tipos de strain broadening em um pico de difração: (a) pico de livre de defeitos, (b) presença de defeitos unidimensionais e (c) presença de defeitos planares. ... 98 Figura 82 – Comparação dos picos dos planos difratados na condição como recebida e
laminada com 75% de deformação em temperatura ambiente. ... 99 Figura 83 – Micrografia da amostra na condição como recebida. Ataque eletrolítico com 10%
KOH, aumento de 200 vezes. ... 100 Figura 84– Micrografias das amostras laminadas com 15%, 30%, 45%, 60% e 75% de
deformação nas temperaturas ambiente e -196 °C. Ataque eletrolítico com KOH; aumento de 200 vezes (continua). ... 101 Figura 85 – Micrografias das amostras laminadas com 15%, 30%, 45%, 60% e 75% de deformação nas temperaturas ambiente e -196 °C. Ataque eletrolítico com KOH, aumento de 200 vezes (final). ... 102 Figura 86 - Gráfico da porcentagem de ferrita em função da deformação verdadeira das amostras laminadas nas temperaturas ambiente e – 196 °C, medidas através da estereologia quantitativa. ... 103 Figura 87 – Comparação das técnicas de ferritoscopia e estereologia quantitativa na
quantificação de fases das amostras em estudo. ... 104 Figura 88 – Exemplo de correção do parâmetro de rede proposto por Nelson e Riley. ... 114 Figura 89 – Cálculo do f ponderado do aço UNS S32750. ... 115 Figura 90 - Quantificação através da difratometria de raios-X utilizando radiação de Cu e filtro de níquel da fração volumétrica das fases nas amostras como recebida e laminadas com 15%, 30%, 45%, 60% e 75% de deformação plástica nas temperaturas ambiente e – 196 °C.
... 120
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 - PREN e propriedades mecânicas para os aços inoxidáveis dúplex. ... 20 Tabela 2 - Informações cristalográficas das fases , ’ e presentes nos aços inoxidáveis austeníticos passíveis de TMID. ... 28 Tabela 3– Fração volumétrica das fases ferromagnéticas ( + ’) obtidas por ensaio de amostra vibrante (VSM), DRX e estereologia quantitativa para os aços inoxidáveis dúplex e superdúplex. ... 38 Tabela 4 – Saturação magnética obtida pelo ensaio de magnetização de amostra vibrante, frações volumétricas totais das fases ferromagnéticas (ferrita + martensita induzida por deformação ’) e frações de martensita induzida por deformação (MID – ’) dadas pela diferença entre o estado como recebido (CR) e os estados deformados por laminação (50% e 90%) para cada estado. ... 42 Tabela 5 – Fração volumétrica das áreas claras e escuras, obtidos por estereologia
quantitativa. ... 44 Tabela 6 – Composição química (%massa) do aço inoxidável dúplex em estudo fornecido pela Villares. ... 70 Tabela 7 – Quantidade de deformação plástica aplicada nos corpos de prova. ... 74 Tabela 8 – Procedimento para Panos Struers para Aço Inoxidável Dúplex utilizado na
realização da preparação metalográfica. ... 75 Tabela 9– Média dos resultados de ferritoscopia das regiões das bordas e centro da amostra como recebida e análise de variância estatística. ... 83 Tabela 10 – Tabela de fatores de multiplicidade. ... 116 Tabela 11 – Quantificação através da difratometria de raios-X utilizando radiação de Cu e cristal monocromador da fração volumétrica das fases nas amostras como recebida e
laminadas com 75% de deformação plástica nas temperaturas ambiente e – 196 °C. ... 119 Tabela 12 - Quantificação através da difratometria de raios-X utilizando radiação de Cu e filtro de níquel da fração volumétrica das fases nas amostras como recebida e laminadas com 75% de deformação plástica nas temperaturas ambiente e – 196 °C com a utilização da equação fornecida por Polat e Kotan (2020), Naghizadeh e Mirzadeh (2018) e Kheiri et al (2019). ... 121
SUMÁRIO
1 INTRODUÇÃO E OBJETIVO ... 11
2 REVISÃO DA LITERATURA ... 15
2.1 AÇOS INOXIDÁVEIS DÚPLEX ... 15
2.2 TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA ... 20
2.3 TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA REVERSA ... 50
3 METODOLOGIA ... 70
3.1 CONFECÇÃO DOS CORPOS DE PROVA ... 70
3.2 LAMINAÇÃO ... 72
3.3 PREPARAÇÃO METALOGRÁFICA ... 74
3.4 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X ... 75
3.5 MEDIÇÕES MAGNÉTICAS ... 76
3.6 ENSAIO DE MICRODUREZA... 77
3.7 ESTEREOLOGIA QUANTITATIVA ... 78
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ... 79
4.1 CARACTERIZAÇÃO DA AMOSTRA COMO RECEBIDA ... 79
4.2 MEDIÇÕES MAGNÉTICAS ... 84
4.3 ANÁLISE MICROESTRUTURAL ... 86
4.4 PERFIS DE DUREZA ... 91
4.5 DIFRAÇÃO DE RAIOS-X ... 92
4.6 ESTEREOLOGIA QUANTITATIVA ... 99
5 CONCLUSÕES ... 105
6 SUGESTÃO DE TRABALHOS FUTUROS ... 107
REFERÊNCIAS ... 108
APÊNDICE A – CORREÇÕES PARA O CÁLCULO DA FRAÇÃO VOLUMÉTRICA DE FASES ATRAVÉS DA DIFRATOMETRIA DE RAIOS-X ... 113
APÊNDICE B – QUANTIFICAÇÃO DA FRAÇÃO VOLUMÉTRICA DE FASES ATRAVÉS DA DIFRATOMETRIA DE RAIOS-X ... 119 ANEXO A – CARTÃO – REFERÊNCIA DO ICDD PARA AUSTENITA
UTILIZANDO A RADIAÇÃO DE COBRE ... 122 ANEXO B – CARTÃO – REFERÊNCIA DO ICDD PARA FERRITA UTILIZANDO A RADIAÇÃO DE COBRE ... 124
1 INTRODUÇÃO E OBJETIVO
Os aços inoxidáveis possuem em sua composição química teores de cromo superiores a 11%, que aliado a outros elementos de liga, como molibdênio e nitrogênio, proporcionam uma elevada resistência à corrosão através da formação de uma película superficial aderente, não porosa e auto-regenerativa, conhecida como película passiva. Esses aços podem ser divididos em dois grupos: os aços inoxidáveis austeníticos e aços inoxidáveis ferríticos (SEDRIKS, 1996).
Os aços inoxidáveis austeníticos apresentam como fase estável, até mesmo em temperaturas inferiores à ambiente, a austenita, devido a seus elementos de liga estabilizadores como níquel, manganês, cobre, carbono e nitrogênio. Já os aços inoxidáveis ferríticos apresentam a ferrita como fase estável devido à presença de elementos de liga estabilizadores desta fase, como cromo, silício e molibdênio (SOLOMON e DEVINE, 1982).
A introdução dos elementos de liga resulta em diferentes desempenhos. Como exemplo, os aços inoxidáveis austeníticos apresentam grande tenacidade e ductilidade devido a estrutura cristalina CFC da austenita, fazendo com que o material não apresente uma transição de fratura dúctil-frágil, apesar de não possuírem uma elevada resistência à corrosão e apresentarem maior custo quando comparados aos ferríticos mais comuns. Já os aços inoxidáveis ferríticos, que apesar de não apresentarem elevada tenacidade e apresentarem transição de fratura dúctil-frágil, podem possuir elevada resistência à corrosão sob tensão devido a presença de altos teores de cromo e molibdênio, e podem apresentar menor custo comparados a austeníticos de mesmo teor de cromo, por não terem adição de níquel (POTGIETER e CORTIE, 1991).
A fim de aliar a elevada resistência à corrosão dos aços inoxidáveis ferríticos à elevada tenacidade e ductilidade dos aços inoxidáveis austeníticos surgem os aços inoxidáveis dúplex, que possuem frações volumétricas aproximadamente iguais de austenita e ferrita, com granulometria fina, conferindo elevada resistência mecânica. Os aços inoxidáveis dúplex são ligas utilizadas em atividades de exploração e produção offshore de petróleo, em componentes como trocadores de calor, umbilicais, linhas de injeção de água salgada, e elementos que requeiram elevada resistência à corrosão com elevada resistência mecânica (SOUZA et al, 2014).
As propriedades dos aços inoxidáveis têm sido melhoradas através da realização de trabalhos a quente e a frio, além de tratamentos térmicos. Trabalhos anteriores realizados pelo grupo de pesquisas (MAGNABOSCO, ÁVILA, RABECHINI, 2010) mostraram que a
aplicação de deformação plástica a frio em aço inoxidável dúplex UNS S31803 solubilizado a 1100 °C por 30 minutos leva a redução da fração de ferrita com o aumento do grau de encruamento, como é possível observar no gráfico da Figura 1.
Figura 1 - Variação da fração volumétrica de ferrita em relação ao grau de encruamento do aço inoxidável dúplex UNS S31803.
Fonte: MAGNABOSCO, ÁVILA e RABECHINI, 2010.
Outros trabalhos do mesmo grupo de pesquisas (MARANGONI, 2012;
MARANGONI, 2015; FORGAS et al, 2016) também mostraram que a aplicação de deformação plástica a frio em aço inoxidável dúplex leva a redução da fração de ferrita presente, como pode ser observado no gráfico da Figura 2, sem o surgimento de fases além das existentes no material, ou seja, ferrita e austenita, como mostram os difratogramas apresentados na Figura 3.
Após o tratamento térmico de solubilização no aço inoxidável dúplex, tem-se apenas as fases ferrita e austenita em condição metaestável devido ao rápido resfriamento imposto ao material, e após a aplicação da deformação plástica a frio, não há a formação de novas fases.
Tal resultado sugere a transformação de ferrita em austenita induzida por deformação, independente do modo de deformação aplicado, semelhante a uma transformação martensítica reversa. Dessa forma, cria-se a possibilidade de uma Transformação Martensítica Reversa Induzida por Deformação (TMRID), em contraponto a Transformação Martensítica Induzida
por Deformação (TMID) comumente observada em alguns aços inoxidáveis austeníticos, onde a austenita se transforma em martensita ’.
Figura 2 - Fração volumétrica de ferrita em função da deformação plástica efetiva obtida a partir da laminação, tração ou compressão feitos a temperatura ambiente para dois aços inoxidáveis dúplex (DSS-1 e DSS-2) tratados a (a) 1000 °C, (b) 1100 °C e (c) 1200 °C.
Fonte: Autora, “adaptado de” FORGAS et al, 2016.
Figura 3 - Exemplo de padrões de DRX das amostras do aço DSS-2 da Figura 2 tratadas a 1100 °C e deformadas por compressão até 0,7 de deformação efetiva.
Fonte: Autora, “adaptado de” FORGAS et al, 2016.
A partir da motivação gerada pelos resultados obtidos nos trabalhos realizados pelo grupo de pesquisas, o presente trabalho tem como objetivo o estudo da Transformação Martensítica Reversa Induzida por Deformação (TMRID) de ferrita em austenita no aço inoxidável superdúplex UNS S32750 avaliando-se a influência do grau de deformação e da temperatura de trabalho a frio, comparando-se o material deformado com diferentes deformações a temperatura ambiente ou a -196 °C. Para as medições da fração volumétrica das fases presentes no material em estudo, serão realizadas medidas através das técnicas de ferritoscopia, estereologia quantitativa e difratometria de raios-X.
2 REVISÃO DA LITERATURA
Nessa seção serão abordados temas que viabilizam maior compreensão deste trabalho, como por exemplo, características sobre os aços inoxidáveis dúplex, em especial a liga em estudo, UNS S32750 e suas transformações de fase, particularmente a transformação martensítica induzida por deformação.
2.1 AÇOS INOXIDÁVEIS DÚPLEX
Os aços inoxidáveis dúplex são uma classe de materiais que possuem esse nome devido a coexistência de duas fases inoxidáveis em sua microestrutura, com frações aproximadamente iguais em volume, ou seja, 50% de ferrita e 50% de austenita. Essa microestrutura se dá devido o balanço correto dos teores de níquel e cromo equivalente, juntamente com a escolha de temperatura de solubilização dentro do campo de estabilidade das fases ferrita e austenita.
A presença dos elementos de liga é fundamental para os aços inoxidáveis dúplex, por otimizar suas propriedades mecânicas e de resistência à corrosão, além de atuar como estabilizadores das fases na microestrutura. Os principais constituintes dos aços inoxidáveis dúplex são os elementos ferro, cromo e níquel, além de outros elementos como o nitrogênio e molibdênio (GUNN, 2003; POTGIETER et al, 1991; SEDRIKS, 1996).
A adição do cromo no aço estabiliza a fase ferrita e melhora a sua resistência à corrosão através da formação da película passiva, porém há um limite para a quantidade de cromo que pode ser adicionada, pois altos teores de cromo favorecem a precipitação de fases intermetálicas deletérias às propriedades do aço.
A adição de molibdênio melhora a resistência à corrosão por pite e em fresta. Assim como o cromo, é um elemento alfagênico, estabilizador da fase ferrita, mas sua adição em excesso favorece a precipitação de fases intermetálicas deletérias às propriedades do aço, devido a isso seu limite máximo usual é de 4% em massa.
Já a adição de níquel provoca a estabilização da fase austenita, por ser um elemento gamagênico. Juntamente com outros elementos gamagênicos, deve ser adicionado a fim de obter o balanço entre as fases ferrita e austenita, com isso, o teor de níquel depende da quantidade de cromo e molibdênio adicionada ao aço. Sua adição garante ao material a combinação de resistência e ductilidade.
A adição de nitrogênio no aço pode substituir o níquel na função da estabilização da austenita, além de fornecer um aumento da resistência mecânica e resistência à corrosão em temperatura ambiente. Por estabilizar a austenita, diminui a precipitação de carbonetos e fases intermetálicas deletérias às propriedades do material, pois aumenta a solubilidade dos elementos formadores destas fases na austenita (GUNN, 2003; POTGIETER et al, 1991;
SEDRIKS, 1996).
Nota-se nas seções isotérmicas dos diagramas ternários Fe-Cr-Ni das Figuras 4 a 7 a existência de composições onde a presença de ferrita e austenita é possível; mostrando assim que o desenvolvimento de estrutura dúplex ferrita-austenita depende da escolha correta de composição e da execução de tratamento de solubilização seguido de resfriamento rápido (POTGIETER, 1991).
No sistema ternário Fe-Cr-Ni são encontradas basicamente quatro fases, sendo três soluções sólidas: austenita (), de estrutura cristalina cúbica de faces centradas (CFC), ferrita (), de estrutura cristalina cúbica de corpo centrado (CCC) e ’, também CCC, porém rica em cromo. A quarta fase sólida é um intermetálico denominado sigma (), de estrutura tetragonal.
Figura 4 - Seção isotérmica a 1300 °C do ternário Fe-Cr-Ni.
Fonte: Adaptado de RAYNOR e RIVLIN, 1985.
Figura 5 - Seção isotérmica a 1200 °C do ternário Fe-Cr-Ni.
Fonte: Adaptado de RAYNOR e RIVLIN, 1985.
Figura 6 - Seção isotérmica a 1100 °C do ternário Fe-Cr-Ni.
Fonte: Adaptado de RAYNOR e RIVLIN, 1985.
Figura 7 - Seção isotérmica a 1000 °C do ternário Fe-Cr-Ni.
Fonte: Adaptado de RAYNOR e RIVLIN, 1985.
Com a simulação computacional utilizando o software Thermo-Calc® é possível obter a fração volumétrica em equilíbrio das fases presentes em um aço dúplex, que contém pelo menos cinco elementos em sua constituição (Fe, Cr, Ni, Mo e N), em diversas temperaturas de solubilização. No gráfico representado na Figura 8, tem-se as fases em equilíbrio no aço inoxidável dúplex UNS S31803 em diferentes temperaturas. Observa-se que nas temperaturas entre 1000 °C e 1200 °C há apenas a presença das fases ferrita e austenita, caracterizando a microestrutura dúplex, e que com a diminuição da temperatura de solubilização, menor é a fração volumétrica da fase ferrítica.
Figura 8 – Fração das fases em função da temperatura para o aço UNS S31803 calculados pelo Thermo-Calc usando a base de dados TCFE7.
Fonte: FORGAS, 2016.
Com isso, tem-se que o processamento dos aços inoxidáveis dúplex se dá pela conformação a quente entre 1300 e 900 °C, pois abaixo dessa temperatura há a possibilidade de formação de fases deletérias às propriedades do aço, obtendo-se uma estrutura composta pelas fases ferrita e austenita, seguido de tratamento isotérmico de solubilização entre 1000 e 1200 °C para ajuste das frações destas fases, e posterior resfriamento em água (POTGIETER, 1991).
Os aços que apresentam essa microestrutura são comercialmente caracterizados pela sua resistência a corrosão, particularmente pelo valor do número de resistência a corrosão por pite (PREN, Pitting Resistance Equivalent Number), definido pela equação 1 (NILSSON, 1992).
𝑃𝑅𝐸𝑁 = %𝐶𝑟 + 3,3%𝑀𝑜 + 16%𝑁 (1)
A classificação de aços inoxidáveis em função do PREN pode ser observada na Tabela 1.
Tabela 1 - PREN e propriedades mecânicas para os aços inoxidáveis dúplex.
Categoria do aço inoxidável
PREN
Limite de escoamento
(MPa)
Limite de Resistência
(MPa)
Alongamento (%)min
Dureza (HRC)
Lean Dúplex < 30 400 600 25 32
Dúplex 30 < PREN < 40 450 620 25 31 Superdúplex 40 < PREN < 48 550 750 25 32
Hiperdúplex > 48 770 950 25 36
Fonte: Autora, “adaptado de” MARANGONI, 2015.
O aço inoxidável superdúplex UNS S32750 ou SAF 2507 é constituído por uma microestrutura de aproximadamente 50% de austenita e 50% de ferrita, e sua composição química básica apresenta Fe – 25% Cr – 7% Ni – 4% Mo – 1,2% Mn – 0,28%N – 0,03%C, que confere ao material resistência mecânica, resistência à corrosão e tenacidade à baixa temperatura superiores aos aços inoxidáveis dúplex comuns. Segundo Candel (2016), que estudou o aço inoxidável superdúplex UNS S32750, suas propriedades mecânicas típicas são 928 MPa de limite de resistência, 719 MPa de limite de escoamento e alongamento mínimo em 50 mm mínimo de 35%, além de uma tenacidade de 143 J a -49°C. É caracterizado por PREN superior a 41, satisfazendo exigentes requisitos de resistência à corrosão por pites e sob tensão em ambientes com cloretos (NILSSON, 1992; CANDEL, 2016 e VILLARES METALS, 2019).
2.2 TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA
As transformações martensíticas são transformações de fase que ocorrem na ausência de difusão atômica, ou seja, os movimentos individuais dos átomos desde o início ao fim da transformação são menores do que um espaçamento interatômico, e que necessitam da ação de tensões cisalhantes na microestrutura do material para ocorrer. Geralmente é observada em aços ou ligas que contenham ferro quando resfriadas a partir da temperatura de austenitização (ou seja, em altas temperaturas onde tem-se a austenita como fase estável) para temperaturas mais baixas, onde a ferrita é a fase estável, formando a martensita ’ obtida após a transformação martensítica (WAYMAM e BADESHIA, 1996).
O gráfico que relaciona a energia livre de Gibbs para as fases austenita () e martensita (’) de uma liga Fe-C convencional em função da temperatura pode ser observado na Figura 9. Para que seja possível a transformação de fase é necessário que ela seja energeticamente favorável, ou seja, a transformação só ocorrerá se a diferença entre as energias livres das fases
e ’ atingirem o potencial termodinâmico crítico de nucleação da martensita (∆𝐺𝑀𝑠𝛾→𝛼′), na temperatura Ms. Nota-se que em temperaturas altas (T > T0), a energia livre de Gibbs da fase
é menor que a da fase ’, tornando-a fase estável nessa temperatura. À medida que a temperatura do sistema é reduzida, a energia livre de Gibbs da fase aumenta, enquanto que proporcionalmente o aumento de energia livre da fase ’ é menor, fazendo com que em T0 as duas fases estejam em equilíbrio termodinâmico, ou seja G=0. Se a temperatura do sistema é reduzida mais ainda, a energia livre de ’ se torna cada vez menor em relação a , porém a transformação martensítica não ocorre apenas quando isto se estabelece. Para que ela ocorra, é necessário um potencial termodinâmico, obtido através de superresfriamento abaixo de T0 na temperatura Ms, fazendo com que haja uma magnitude suficiente de tensões cisalhantes capaz de induzir a transformação de fase (WAYMAN e BADESHIA, 1996; PORTER e EASTERLING, 2004).
Figura 9 - Gráfico de Energia Livre de Gibbs em função da temperatura para as fases austenita e martensita.
Fonte: Autora, “adaptado de” WAYMAN e BADESHIA, 1996.
Para ocorrer a nucleação da fase ’, por cisalhamento, é necessário que haja a formação de discordâncias, e isso pode ocorrer com a aplicação de tensões externas ao sistema para que se aumente as deformações internas, e com isso as distorções na rede cristalina, gerando discordâncias e consequentemente a formação de martensita. Com isso, é possível que a transformação martensítica ocorra em temperaturas superiores a Ms, mas inferiores a T0, como pode ser observado na Figura 9 e na equação 2, onde U’ é a força motriz mecânica oriunda da deformação plástica aplicada ao sistema (WAYMAN e BADESHIA, 1996).
∆𝐺𝑇1𝛾→𝛼′+ 𝑈′ = ∆𝐺𝑀𝑠𝛾→𝛼′ (2)
Na temperatura T1 representada no gráfico da Figura 9 tem-se o limite no qual nenhuma martensita pode se formar por deformação devido às limitações introduzidas pelo excesso de deformação, que faz com que haja um aumento excessivo da densidade de discordâncias impedindo a nucleação e crescimento da nova fase. A temperatura T1, também conhecida como Md, é a temperatura acima da qual não é possível a formação de martensita por efeitos da deformação plástica devido a estabilização da austenita (OLSON e COHEN, 1972).
Com isso, para que se tenha uma maior transformação de austenita em martensita induzida por deformação plástica é necessário que o material esteja em baixas temperaturas, justificando o estudo proposto nessa dissertação da transformação martensítica reversa induzida por deformação em temperaturas abaixo do ambiente, ou seja, o material deve ser superresfriado abaixo de sua temperatura de equilíbrio termodinâmico para que ocorra a transformação de fase.
A transformação martensítica induzida por deformação (TMID) de austenita em ferrita é um fenômeno amplamente estudado em aços inoxidáveis austeníticos, uma vez que a microestrutura dos aços inoxidáveis austeníticos consiste de uma fase austenítica metaestável, que pode ser transformada em martensita através da aplicação de uma tensão a partir da deformação plástica do aço. Dois tipos de martensita podem ser gerados através da TMID: a martensita , de estrutura hexagonal compacta e paramagnética, e a martensita ’, de estrutura cúbica de corpo centrado e ferromagnética (TALONEN e HÄNNINEN, 2004).
Mészáros e Proháska (2005) estudaram transformações de fase induzidas por deformação no aço inoxidável austenítico AISI 304 através de laminação a frio, e observaram o aumento da fase martensita ’ com o aumento da deformação aplicada. Com uma redução de espessura de 61,5% obteve-se 69% de martensita ’ em volume (MÉSZÁROS e PROHÁSKA, 2005).
Talonen e Hänninen (2004) estudaram dois aços inoxidáveis austeníticos sendo eles AISI 304 e AISI 304 LN através de laminação a frio, e observaram a formação de martensita
e ’, sendo o aumento da fração de martensita proporcional a redução a frio imposta no aço, como pode ser observado na Figura 10 através das análises de medição magnética utilizando ferritoscópio e difratometria de raios-X (DRX). Observou-se também que a diminuição da temperatura na qual a deformação ocorre leva o aumento da fração de austenita que sofre TMID (TALONEN e HÄNNINEN, 2004).
Figura 10 - Fração de martensita ’ em dois aços inoxidáveis austeníticos em função da redução de espessura imposta em laminação a frio.
Fonte: Autora, “adaptado de” TALONEN e HÄNNINEN, 2004
Mitra et al. (2004), também estudando a transformação martensítica induzida por deformação do aço inoxidável austenítico AISI 304, observaram o aumento da fração volumétrica da fase martensítica com o aumento da deformação aplicada ao material através da laminação a frio. A fração em volume de martensita nas amostras deformadas obtidas por DRX são mostradas na Figura 11.
Figura 11 - Porcentagem de volume de martensita em várias amostras deformadas.
Fonte: Autora, “adaptado de” MITRA et al., 2004.
Talonen e Hänninen (2007) apresentaram o difratograma de raios-X que pode ser observado na Figura 12, obtido com radiação Co K1 para o aço AISI 301LN deformado a deformação plástica verdadeira de 0,09, a 3.10-4 s-1 e –40 °C, onde é possível distinguir picos das três fases presentes após deformação de um aço austenítico passível de TMID: a matriz de austenita () e a martensita , paramagnéticas, e a martensita ’, ferromagnética.
Figura 12 - Difratograma de raios-X obtido com radiação Co K1 para o aço AISI 301LN com plástica verdadeira de 0,09, a 3.10-4 s-1 e –40 °C.
Fonte: Autora, “adaptado de” TALONEN e HÄNNINEN, 2007.
Trabalho realizado por Tavares et al (2008) realizou a quantificação de martensita ’
do aço AISI 301LN deformado a frio avaliando-se a influência da deformação aplicada ao material. Na Figura 13 tem-se difratogramas de raios-X obtidos com radiação Cu K1 das amostras que tiveram 86% de redução (deformação verdadeira de 1,93) e 92% de redução (deformação verdadeira de 2,47), representadas por A e B, respectivamente. Nele é possível observar apenas picos referentes a fase martensita ’ (TAVARES et al, 2008).
Figura 13 – Difratogramas de raios-X obtidos com radiação de Cu Ka1 das amostras A e B.
Fonte: Autora, “adaptado de” TAVARES et al, 2008.
No trabalho realizado por Johannsen et al (2006) avaliou-se a influência da temperatura de recozimento em amostras do aço AISI 301 laminado a frio, que após serem laminadas, foram recozidas isotermicamente por 30 minutos nas temperaturas de 600, 650, 700, 750, 800, 850 e 900 °C e depois resfriadas ao ar. As amostras foram analisadas através da difração de raios-X utilizando radiação de Cu K1, e observou-se que quando a temperatura de recozimento aumenta de 600 para 800 °C, os picos da fase austenita () aumentam de intensidade revelando um aumento da fração volumétrica da fase austenítica, enquanto há diminuição da intensidade dos picos referentes à martensita, enquanto na amostra que não passou pelo tratamento térmico de recozimento e apenas pela laminação a frio, representada por CR, apresenta maior intensidade de picos da fase ’, como pode-se observar nos difratogramas da Figura 14. Neste trabalho mostra-se a reversão, por aporte térmico, da martensita que foi induzida por deformação em austenita, fase estável na temperatura mais alta.
Figura 14 - Difratogramas de raios-X para as amostras recozidas em diversas temperaturas e laminada a frio (CR).
Fonte: Autora, “adaptado de” JOHANNSEN et al., 2006.
Através das informações cristalográficas das fases , ’ e presentes na literatura é possível a obtenção da Tabela 2, que traz para diferentes planos cristalográficos destas fases o ângulo de difração de cada pico nas três usuais radiações utilizadas na difratometria de raios- X de caracterização de materiais. Nota-se que os picos da fase austenita () e martensita (’) na radiação Cu K1 ocorrem em espaçamentos interplanares, e consequentemente ângulos de difração 2, equivalentes aos das fases e mostradas nos difratogramas da Figura 3 de um aço inoxidável dúplex em diferentes graus de deformação (TALONEN e HÄNNINEN, 2007;
TAVARES et al, 2008; JOHANNSEN et al, 2006).
Tabela 2 - Informações cristalográficas das fases , ’ e presentes nos aços inoxidáveis austeníticos passíveis de TMID.
Fonte: TALONEN e HÄNNINEN, 2007; TAVARES et al, 2008; JOHANNSEN et al, 2006.
No trabalho de Alves et al (2017) foi estudado o efeito da deformação plástica em temperatura criogênica na transformação martensítica do aço inoxidável 304L. Nele foram realizadas laminações a -125 °C. Foram realizados ao todo 25 passes de laminação com reduções na espessura de aproximadamente 6% em cada passe, e são discutidos resultados das amostras com 20, 40, 60 e 80% de redução. Na Figura 15 pode-se observar difratogramas demonstrando a evolução da transformação de fases ( → ’) comparando-se o material na condição como recebida e após a laminação criogênica, e na Figura 16 os resultados quantitativos desta transformação de fase após preparação metalográfica das amostras via polimento mecânico, químico e eletrolítico. Através dos resultados da Figura 15, a evolução da transformação martensítica pode ser observada pela redução da intensidade dos picos da austenita ((111), (200), (220), (311), (222)) e pelo aumento da intensidade dos picos de martensita ’ ((110), (200), (211), (222), (220)) em seus respectivos planos cristalográficos de difração após redução por laminação. A partir dos resultados da quantificação de fases representados na Figura 16 nota-se o incremento do volume de martensita em função da deformação plástica em baixa temperatura, e que a temperatura criogênica, utilizada no processo de laminação, favoreceu a obtenção de alto percentual de martensita já a partir de 20% de redução e, nas reduções de 60 e 80%, obteve-se 100% de martensita. Nota-se também que não houve grande diferença entre as técnicas de polimento utilizadas, uma vez que os polimentos poderiam induzir deformação na superfície do material e alterar os resultados de quantificação através da difratometria de raios-X (ALVES et al, 2017).
Figura 15 – Difratogramas associados a evolução da transformação de fase após laminação à temperatura criogênica com reduções de 20, 40, 60 e 80%.
Fonte: “Adaptado de” ALVES et al, 2017.
Figura 16 – Quantificação de fração volumétrica de martensita em função da redução da espessura a partir de medidas por DRX.
Fonte: ALVES et al, 2017.
Bae et al (2018) estudaram uma liga experimental de média entropia com composição 60%Fe – 15%Co – 15%Ni – 10%Cr em ensaio de tração em temperatura criogênica, sendo essa de -196 °C. O ensaio foi realizado em uma máquina de ensaios universal com a temperatura controlada por injeção de N2 líquido. O material antes de submetido aos esforços de tração apresentava majoritariamente a estrutura CFC, como mostra o difratograma de raios-X da Figura 17 e a micrografia obtida pela técnica de difração de elétrons retroespalhados (EBSD), na Figura 18 (BAE et al, 2018).
Figura 17 -Difratograma de raios-X antes da deformação, mostrando a predominância dos picos de CFC.
Fonte: Autora, “adaptado de” BAE et al, 2018.
Figura 18 -Mapas das fases obtido por EBSD da amostra antes de sofrer deformação.
Fonte: Autora, “adaptado de” BAE et al, 2018.
Durante a deformação criogênica, observou-se a formação de uma fase com estrutura CCC com o aumento da deformação aplicada, como mostra o gráfico da Figura 19. Os autores dividiram o processo de deformação em estágios, sendo que no primeiro ocorre a transição
elasto-plástica do material, no segundo se inicia a deformação plástica do material, gerando a formação de fase com estrutura CCC nos contornos de grão (CG) devido ao excesso de energia no local, porém a quantidade de fase CCC formada nesse estágio ainda não justificou uma transformação de fase induzida por deformação relevante. No terceiro estágio, devido ao aumento da deformação aplicada, inicia-se uma transformação de fase na intersecção das bandas de cisalhamento (BC) após o fim das transformações nos contornos de grão, mostrando que a transformação martensítica tem uma forte relação com a taxa de deformação e temperatura. No quarto estágio tem-se o aumento da transformação de fase dentro dos grãos com estrutura CFC. Os estágios podem ser observados na ilustração esquemática representada pela Figura 20 e das micrografias obtidas por EBSD representadas na Figura 21. A partir dos resultados obtidos por BAE et al, 2018, concluiu-se que a diminuição da temperatura em ensaios de tração promove uma transformação de fase induzida por deformação da estrutura CFC para CCC (BAE et al, 2018).
Figura 19 -Variação da fração de CCC obtida por EBSD em diferentes níveis de deformação.
Fonte: Autora, “adaptado de” BAE et al, 2018.
Figura 20 -Ilustração esquemática da resposta das múltiplas taxas de endurecimento versus deformação verdadeira, relacionando as etapas da transformação martensítica.
Fonte: Autora, “adaptado de” BAE et al, 2018.
Figura 21 -Evolução da microestrutura do material deformado a -196 °C.
Fonte: Autora, “adaptado de” BAE et al, 2018.
No trabalho realizado por Alves et al (2019) avaliou-se o efeito da laminação e do ensaio de tração em temperatura ambiente (25 °C) e em temperatura criogênica (-118 °C), obtida por resfriamento em nitrogênio líquido, na formação de martensita em amostras de aço inoxidável austenítico 304L obtidas por dois processos termomecânicos distintos: laminadas a
quente (HR) com 6,37 mm de espessura, e laminadas a frio e recozidas (CR/A), com 3,0 mm de espessura. Foram realizadas medições de ferritoscópio e difração de raios-X para realizar a quantificação da fração volumétrica das fases presentes na superfície, em ¾ e ½ da espessura das amostras (ALVES et al, 2019).
Na Figura 22 tem-se a comparação da fração volumétrica da martensita com o aumento da deformação das amostras laminadas nas duas temperaturas e nos diferentes pontos na amostra, obtidas por difratometria de raios-X (a) e ferritoscopia (b). Pode-se observar que a amostra laminada na temperatura criogênica apresentou uma maior fração volumétrica de martensita, que aumenta com o aumento da deformação aplicada, chegando a aproximadamente 100% entre 60 e 80% de deformação aplicada, e que não houve grande variação da fração volumétrica entre a superfície e centro da amostra através das medidas de ferritoscópio.
Figura 22 – Transformação martensítica induzida por laminação a 25 °C (HR) e -118 °C (CR).
Fonte: Autora, “adaptado de” ALVES et al, 2019.
Na Figura 23 tem-se a comparação da fração volumétrica da martensita com aumento da deformação através do ensaio de tração nas amostras previamente laminadas a quente (HR) e laminadas a frio e recozidas (CR/A). Em todas as amostras observou-se o aumento da fração volumétrica da martensita com o aumento da deformação aplicada, assim como houve uma maior formação de martensita quando submetido a temperatura criogênica. Não houve variação significativa entre a fração volumétrica quantificada entre o centro e a superfície da amostra em nenhuma das técnicas realizadas.
Figura 23 - Transformação martensítica induzida por tração a 25 °C (HR) e -118 °C (CR) das amostras previamente laminadas a quente (HR) e laminadas a frio e recozidas (CR/A).
Fonte: Autora, “adaptado de” ALVES et al, 2019.
Na Figura 24 tem-se a comparação entre os ensaios de tração e laminação nas 2 temperaturas estudadas, e é possível observar que houve maior formação de martensita em temperaturas criogênicas, e que através da laminação foi possível obter aproximadamente 100% de martensita.
Figura 24 - Comparação da fração volumétrica de martensita obtida por laminação em temperatura criogênica (CR) e temperatura ambiente (HR) e por ensaio de tração a temperatura criogênica (CT) e temperatura ambiente (HT).
Fonte: Autora, “adaptado de” ALVES et al, 2019.
ALVES et al (2019) concluíram que a transformação de martensita foi completa na amostra previamente laminada a frio e recozida (CR/A) resfriada a temperatura criogênica. A deformação por laminação provocou uma maior transformação martensítica em relação a deformação gerada pelo ensaio de tração, e os ensaios realizados a temperatura criogênica geraram maior fração volumétrica da fase martensítica (ALVES et al, 2019).
Morais et al (2011), em seu trabalho, avaliaram as técnicas de segmentação de imagens, difração de raios-X utilizando o método de Rietveld, e ferritoscopia, na quantificação de martensita induzida por deformação no aço inoxidável austenítico AISI 301L. Através da comparação entre as técnicas de quantificação, notou-se o mesmo comportamento para as amostras testadas, ou seja, todas as técnicas quantificaram o aumento da fração de martensita com aumento com o grau de deformação real medido em relação à redução de área, no entanto, a quantificação das fases por cada uma das técnicas divergiu significativamente, como pode-se observar no gráfico da Figura 25, que relaciona a porcentagem de martensita quantificado por cada técnica com a deformação aplicada no material (MORAIS et al, 2011).
Figura 25– Comparação entre as técnicas de estereologia quantitativa, ferritoscopia e DRX na quantificação de martensita do aço 301L deformado plasticamente.
Fonte: MORAIS et al, 2011.
Os autores concluíram que todas as técnicas foram capazes de detectar as mudanças ocorridas no material e todas apresentaram as mesmas tendências com relação à quantificação, e que as técnicas não podem ser comparadas em termos de valores, pois cada técnica quantifica a martensita em uma unidade diferente, uma vez que a estereologia quantitativa quantifica a porcentagem das fases em relação a área, a ferritoscopia em relação ao volume e a difratometria de raios-X em relação à massa. Contudo, segundo Cullity (2001), a técnica de difratometria de raios-X realiza a quantificação de fases em relação ao volume, e não em relação à massa, como afirma o trabalho de Morais et al (2011).
No trabalho realizado por Aguiar et al (2019) foi estudada a formação e reversão de martensita induzida por deformação em dois aços inoxidáveis, sendo um dúplex (UNS S31803) e um superdúplex (UNS S32520). Nele, as amostras foram produzidas com a utilização de uma lima, transformando o material em finos cavacos para eliminar o efeito de textura na análise através da DRX, e para introduzir grande número de defeitos cristalinos distribuídos uniformemente, visando obter martensita induzida por deformação (’).
Posteriormente, as amostras foram encapsuladas a vácuo e recozidas por 2 horas a 600 e 650
°C, a fim de se avaliar a reversão da martensita (AGUIAR et al, 2019).
Na amostra na condição como recebida realizou-se quantificação de fases por estereologia quantitativa e nas amostras deformadas e recozidas realizou-se quantificação através da difratometria de raios-X. Em todas as amostras foram realizados ensaios de magnetização de amostra vibrante (VSM) para a quantificação da fração volumétrica das fases ferromagnéticas. Os resultados podem ser observados na Tabela 3.
Tabela 3– Fração volumétrica das fases ferromagnéticas ( + ’) obtidas por ensaio de amostra vibrante (VSM), DRX e estereologia quantitativa para os aços inoxidáveis dúplex e superdúplex.
Condição
Material
Dúplex Superdúplex
M_s (emu/g)
C (%) por VSM
C (%) por estereologia (CR) e DRX (demais)
M_s (emu/g)
C (%) por VSM
C (%) por estereologia (CR) e DRX (demais)
CR 64,2 48 44 58,2 46 45
Encruada 74,9 56 76 58,7 46 60
600 °C/ 2h 72,3 54 69 56,0 44 56
650 °C/ 2h 60,5 46 46 51,4 40 51
Fonte: Autora, “adaptado de” AGUIAR et al, 2019.
A partir dos resultados da Tabela 3, nota-se que para o aço inoxidável dúplex houve o aumento da fração volumétrica da fase ferromagnética ao se comparar as amostras como recebida e encruada através do ensaio de VSM, sendo esse um aumento de 8%. Já para o aço inoxidável superdúplex a técnica VSM não quantificou alteração da fração volumétrica das fases ferromagnéticas entre as amostras como recebida e encruada, com a fração volumétrica mantida em 46% (AGUIAR et al, 2019).
Com base na comparação entre os valores obtidos através da estereologia quantitativa da amostra como recebida e os valores obtidos através da DRX para as amostras encruadas, os autores afirmam que houve um aumento de 32% de fase ferromagnética para o dúplex e de 15% para o superdúplex, sendo que esse aumento foi gerado pela formação de martensita induzida por deformação (’). Porém tal afirmação não pode ser verdadeira pois os autores realizaram a comparação entre resultados obtidos por diferentes técnicas, o que não permite a comprovação da TMID, uma vez que a estereologia quantitativa consiste na diferenciação de pixels em diferentes faixas de tom através do auxílio de um software analisador de imagens e
um registro fotográfico eletrônico 2D, ou seja, realiza quantificação através da área observada, e a difração de raios-X faz a quantificação das fases através dos planos difratados pelo raios-X, realizando uma quantificação volumétrica (AGUIAR et al, 2019; MORAIS et al, 2011).
Outro fator que pode influenciar nos resultados obtidos pelos autores é o tratamento térmico de recozimento realizado nas temperaturas de 600 °C e 650 °C, que foi realizado a fim de se estudar a reversão da transformação martensítica. Nessas temperaturas há a possibilidade de formação de fases como a fase Chi e nitretos de cromo, o que tornaria imprecisa a quantificação de fases, uma vez que teriam outras fases além da ferrita e austenita, pré-existentes no material (ROMANA, 2007).
No estudo realizado por Aguiar et al (2020), avaliou-se o efeito da laminação a frio na microestrutura de dois aços, investigando a possibilidade da transformação martensítica induzida por deformação. Foram aplicadas deformações de 50% e 90% em chapas de 6 mm de aço inoxidável dúplex UNS S31803 e em chapas de 5 mm de aço inoxidável superdúplex UNS S32520. Para a caracterização foram realizados ensaios de microdureza, difratometria de raios-X e medidas de magnetização de amostra vibrante (AGUIAR et al, 2020).
Na Figura 26 tem-se os resultados obtidos através dos ensaios de microdureza, onde nota-se evidências da influência da deformação no aumento da dureza dos materiais em estudo, que podem ser observadas no gráfico que relaciona a variação da dureza Vickers (HV- 1) com a deformação real para os diferentes níveis de laminação. Observa-se que, com o aumento da deformação aplicada, há um aumento da dureza. Isso ocorre devido aos mecanismos de multiplicação e interações de defeitos cristalinos, como as discordâncias. As oscilações nos perfis de dureza podem estar associadas às heterogeneidades da deformação (AGUIAR et al, 2020).
Figura 26 – Variação da dureza Vickers (HV-1) versus deformação real para os diferentes níveis de laminação.
Fonte: AGUIAR et al, 2020.
Estão representados nas Figuras 27 e 28 os perfis de difração dos aços dúplex (DP) e superdúplex (SD), nas condições como recebido (CR) e com reduções de espessura por laminação de 50% e 90%.
Nos difratogramas da Figura 27 nota-se que a laminação provocou uma mudança nos picos de difração. Para a amostra que sofreu redução de 50% na espessura, tem-se um aumento da intensidade relativa dos picos (200) e (211) da ferrita e (220) da austenita, enquanto há uma diminuição da intensidade relativa dos picos (110) da ferrita e (111) da austenita em relação ao material como recebido. Para 90% de laminação, observa-se um aumento significativo da intensidade relativa dos picos (200) e (211) da ferrita e (111), (220) e (222) da austenita, enquanto houve redução da intensidade relativa do pico (110) da ferrita.
Nota-se também que os picos (220) da ferrita, (200) e (311) da austenita praticamente desapareceram (AGUIAR et al, 2020).
Já nos difratogramas da Figura 28 para 50% de deformação, tem-se a diminuição da intensidade dos picos (110) e (200) da ferrita, o desaparecimento dos picos (220) da ferrita, (200) e (311) da austenita e o aumento da intensidade relativa do pico (111) da austenita. Para 90% de deformação, o pico (200) da austenita volta a aparecer, tem-se a redução da intensidade do pico (111) da austenita, assim como o aumento da intensidade do pico (110) da ferrita (AGUIAR et al, 2020).
Figura 27– Difratogramas de raios-X das amostras como recebida (CR), redução de espessura de 50% por laminação e redução de espessura de 90% por laminação do aço inoxidável dúplex (DP).
Fonte: AGUIAR et al, 2020.
Figura 28– Difratogramas de raios-X das amostras como recebida (CR), redução de espessura de 50% por laminação e redução de espessura de 90% por laminação do aço inoxidável superdúplex (SP).
Fonte: AGUIAR et al, 2020.
