REDEMAT REDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS

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1 REDEMAT REDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS UFOP CETEC UEMG UFOP - CETEC - UEMG Dissertação de Mestrado "Efeito de Tratamentos Isotérmicos às Temperaturas de 475ºC e 850ºC na Microestrutura e na Resistência à Fadiga de um Aço Inoxidável Duplex UNS S32304" Autor: Thompson Júnior Ávila Reis Orientador: Prof. Dr. Leonardo Barbosa Godefroid Coorientadora: Profª. Dra. Margareth Spangler Andrade Março de 2013

2 REDEMAT REDE TEMÁTICA EM ENGENHARIA DE MATERIAIS UFOP CETEC UEMG UFOP - CETEC - UEMG Thompson Júnior Ávila Reis "Efeito de Tratamentos Isotérmicos às Temperaturas de 475ºC e 850ºC na Microestrutura e na Resistência à Fadiga de um Aço Inoxidável Duplex UNS S32304" Dissertação de Mestrado apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais da REDEMAT, como parte integrante dos requisitos para a obtenção do título de Mestre em Engenharia de Materiais. Área de concentração: Análise e Seleção de Materiais Orientador: Prof. Dr. Leonardo Barbosa Godefroid Coorientadora: Prof a. Dra. Margareth Spangler Andrade Ouro Preto, março de 2013

3 R375e Reis, Thompson Júnior Ávila. Efeito de tratamentos isotérmicos às temperaturas de 475 C e 850 C na microestrutura e na resistência à fadiga de um aço inoxidável duplex UNS S32304 [manuscrito] / Thompson Júnior Ávila Reis xxviii, 142f.: il. color.; grafs.; tabs. Orientador: Prof. Dr. Leonardo Barbosa Godefroid. Coorientadora: Profª Drª Margareth Spangler Andrade. Dissertação (Mestrado) - Universidade Federal de Ouro Preto. Escola de Minas. Rede Temática em Engenharia de Materiais. Área de concentração: Análise e Seleção de Materiais. 1. Aço inoxidável - Teses. 2. Resistência dos materiais - Teses. 3. Metais - Fadiga - Teses. 4. Fragilização - Fase alfa linha - Teses. 5. Fragilização - Fase sigma - Teses. I. Godefroid, Leonardo Barbosa. II. Andrade, Margareth Spangler. III. Universidade Federal de Ouro Preto. IV. Título. CDU: : Catalogação: sisbin@sisbin.ufop.br ii CDU:

4 iii

5 ... se clamares por entendimento, e por inteligência alçares a tua voz, se como a prata a buscares e como a tesouros escondidos a procurares, então entenderás o temor do Senhor, e acharás o conhecimento de Deus. Porque o Senhor dá a sabedoria; da sua boca vem o conhecimento e o entendimento. Ele reserva a verdadeira sabedoria para os retos; escudo é para os que caminham na sinceridade. Para que guardes as veredas do juízo, e conserve o caminho dos seus santos. Então entenderás justiça, e juízo, e equidades, e todas as boas veredas, porquanto a sabedoria entrará no teu coração, e o conhecimento será suave à tua alma. Provérbios 2:3-10 iv

6 A todos que me apoiaram e ao meu filho Pedro, fonte de ânimo para minha vida v

7 AGRADECIMENTOS Agradeço a Deus, porque somente Ele sabe o quão difícil foi chegar aqui. E eu creio que foi Ele quem me sustentou e não me deixou desanimar em momento algum. Agradeço ao meu orientador, o professor doutor Leonardo Barbosa Godefroid, por ser mais do que um orientador, mas um exemplo de ética, compromisso e dedicação. À minha co-orientadora, doutora Margareth Spangler Andrade, por sempre me entusiasmar e por acreditar na minha capacidade. Agradeço à empresa Aperam South América por apoiar o meu trabalho de mestrado e doar o material para pesquisa. À faculdade Presidente Antônio Carlos em Conselheiro Lafaiete nas pessoas do diretor pedagógico, doutor Paulo Moraes e do coordenador do curso de engenharia mecânica, mestre Luciano Franco, por permitirem a utilização do laboratório de usinagem para fabricação dos corpos de prova para ensaios de impacto Charpy e a utilização do Laboratório de Tratamentos Térmicos para a realização de todos os tratamentos térmicos. Agradeço ao CNPQ por financiar bolsa de estudos para realização desta pesquisa. Ao professor doutor Luiz Cláudio Cândido pelas importantes contribuições na avaliação da proposta de projeto deste trabalho. À empresa União Usinagem, principalmente o seu proprietário Renato Serafim por também apoiar este trabalho concedendo equipamentos para fabricação de corpos de prova. À empresa Mecânica GG, por nos atender com prontidão e com profissionalismo na fabricação dos corpos de prova de fadiga. Agradeço aos técnicos de laboratórios da UFOP, Sidney, Anísio, Graciliano e Paulo, por sempre estarem prontos a ajudar na realização dos ensaios e análises. Agradeço ao meu amigo doutor José Mário Vilela, que muito me incentiva e não mede esforços para me ajudar. Agradeço aos meus alunos do curso de engenharia mecânica Edmilson, Fagner, Luiz Antônio e André Lima por me ajudarem emprestando ferramentas para fabricação de corpos de prova e disponibilizando serviços com profissionalismo para fabricação de fixadores. Agradeço ao pessoal do MICROLAB/DEGEO/UFOP por viabilizarem as análises fractográficas no MEV. vi

8 SUMÁRIO LISTA DE FIGURAS... x LISTA DE TABELAS...xxi LISTA DE NOTAÇÕES...xxiii RESUMO...xxvii ABSTRACT...xxviii 1. INTRODUÇÃO OBJETIVOS REVISÃO BIBLIOGRÁFICA Aços Inoxidáveis Duplex Histórico Classificação Propriedades mecânicas Características microestruturais e efeito dos elementos de liga Soldabilidade Resistência à corrosão O Fenômeno de Fadiga Mecanismo de falha por fadiga Ensaios de fadiga Aspectos relevantes quanto ao comportamento em fadiga de aços inoxidáveis duplex...43 vii

9 4. MATERIAIS E MÉTODOS Material Métodos Tratamentos isotérmicos Caracterização estrutural Ensaios mecânicos RESULTADOS E DISCUSSÃO Caracterização microestrutural Aço inoxidável duplex no estado de entrega Aço inoxidável duplex envelhecido a 475ºC Aço inoxidável duplex envelhecido a 850ºC Ensaios mecânicos Aço inoxidável duplex envelhecido a 475ºC Aço inoxidável duplex envelhecido a 850ºC Análises por Fratografia Fratura sob tração Fratura por impacto Fratura por fadiga em regime de baixo ciclo Fratura por fadiga em regime de alto ciclo CONCLUSÕES PROPOSTAS PARA TRABALHOS FUTUROS viii

10 REFERÊNCIAS ix

11 LISTA DE FIGURAS Figura 3.1 Figura 3.2 Figura 3.3 Figura 3.4 Figura 3.5 Figura 3.6 Figura 3.7 Figura 3.8 Microestrutura de um aço inoxidável duplex UNS S31803 seção longitudinal à direção de laminação...6 Microestrutura de um aço inoxidável duplex do tipo UNS S31803 em três diferentes direções em relação à laminação...8 Efeito do trabalho a frio nas propriedades mecânicas de um aço UNS S Diagrama de fase ternário Fe-Cr-Ni. Detalhe indicando o efeito do N elevando a temperatura em que inicia o surgimento da fase γ...11 Precipitações que ocorrem em aços inoxidáveis duplex...13 Diagrama de precipitações isotérmicas em temperaturas na faixa de 550ºC e 1100ºC para o aço UNS S31803 (qualidade 2205) recozido a 1050ºC. As linhas pontilhadas e tracejadas são referentes ao início de transformação nos aços UNS S32304 e UNS S32750 (qualidades 2304 e 2507), respectivamente...14 Região de imiscibilidade do Cr no Fe com distinção entre as regiões em que a precipitação ocorre por decomposição espinodal (1) ou por nucleação e crescimento (2)...18 Seção do diagrama de equilíbrio do sistema Fe-Cr-Ni...19 Figura 3.9 Diagrama de precipitações isotérmicas para o aço UNS S31803 (classe 2205) recozido a 1050ºC...19 Figura 3.10 Energia absorvida ao impacto e dureza Rockwell C em função do tempo de envelhecimento para um aço UNS S31803 envelhecido a 425ºC...20 Figura 3.11 Imagens de MET de (a) precipitados na forma de agulhas da fase α nos grãos de α, (b) mesmo grão observado na condição de difração g = [0 ], (c) maior aumento dos precipitados em (b) e (d) espalhamento difuso na mesma x

12 área B = [351] de um aço inoxidável duplex UNS S Figura 3.12 Interface entre as fases α e γ. A fase α, ou δ (notação utilizada por Weng et al., 2004 para designar a fase ferrita) apresenta aspecto rugoso devido a presença da fase α em ambas as imagens...22 Figura 3.13 Flutuação de tensão senoidal com amplitude e frequência constantes (a) e flutuação de tensões com amplitude e frequência aleatórias (b)...27 Figura 3.14 Relações entre estágios e períodos da vida em fadiga e fatores relevantes...28 Figura 3.15 Intrusões (vales) e extrusões (picos) que se formaram na superfície de um metal após deformação plástica cíclica...29 Figura 3.16 Modelo Cottrell-Hull para formação de intrusões e extrusões a partir de dois planos de deslizamento ativos que se interceptam...30 Figura 3.17 Efeito do contorno de grão no crescimento de uma trinca em uma liga de alumínio...33 Figura 3.18 Desvio da direção do crescimento de uma microtrinca. Transição entre os estágios I e II de crescimento de trinca...33 Figura 3.19 Taxa de propagação de trinca por fadiga em função do fator de intensidade de tensões...34 Figura 3.20 Diagrama esquemático do layout para realização de ensaios de fadiga com controle de deformação...36 Figura 3.21 Corpos de prova para ensaios de fadiga com controle de tensão Figura 3.22 Magnitude de tensão em função do logaritmo do número de ciclos até a falha por fadiga para o latão vermelho, uma liga de alumínio e um aço C...38 Figura 3.23 Curva de Wöhler esquemática para a vida de nucleação de trinca e a vida de crescimento de trinca até a fratura final...39 xi

13 Figura 3.24 Curva de Wöhler obtida com um número reduzido de corpos de prova...40 Figura 3.25 Efeito das tensões médias na curva S-N...41 Figura 3.26 Relações entre a resistência à fadiga (10 7 a 10 8 ciclos) obtida em ensaios de flexão e o limite de resistência à tração para aços ligados e ao carbono...42 Figura 3.27 Diferença nas amplitudes de tensões para ensaios com amplitude de deformação constante igual 4,0x10-3 para aço inoxidável duplex envelhecido e recozido...46 Figura 4.1 Figura 4.2 Figura 4.3 Forno mufla utilizado na realização dos tratamentos isotérmicos do aço inoxidável duplex UNS estudado. No detalhe os valores de configuração e real da temperatura do forno para um dos tratamentos em temperaturas relativamente baixas...51 Corpo de prova para ensaio de tenacidade ao impacto Charpy tipo A com detalhamento das suas dimensões...55 Corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 para ensaio de tenacidade ao impacto Charpy tipo A...55 Figura 4.4 Corpo de prova para ensaios de fadiga segundo a norma ASTM E com detalhamento das suas dimensões em mm...57 Figura 4.5 Figura 5.1 Figura 5.2 Visão detalhada do corpo de prova para ensaios de fadiga e em detalhe a região útil do corpo de prova e a cabeça com rosca...58 Microestrutura do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega nos sentidos de laminação (a) longitudinal, (b) transversal e (c) superfície distinguindo as fases α (escura) e γ (clara). 310X. Ataque químico Beraha...60 Distribuição das fases α e γ do aço UNS S32304 no sentido longitudinal à laminação indicando heterogeneidade das mesmas com maior fração volumétrica de γ no centro da chapa. (a) 120X e (b) 310X. Ataque químico Beraha...61 xii

14 Figura 5.3 Figura 5.4 Figura 5.5 Figura 5.6 Figura 5.7 Figura 5.8 Morfologia dos grãos de γ no centro da chapa indicando diferença em suas dimensões em relação às demais regiões. Seção transversal à laminação. (a) 120X e (b) 310X referente à região delimitada pelo retângulo na posição (a). Ataque químico Beraha...61 Imagem por MVS (a) topográfica e (b) magnética do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega. Sentido longitudinal à laminação X. Polimento com OP-S...62 Distribuição e morfologia das fases α (escura) e γ (clara) na amostra do aço UNS S32304 tratada isotermicamente a 475ºC por 100h (a) sentido longitudinal e (b) sentido transversal à laminação. 310X. Ataque químico Beraha...64 Imagens por MFA do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega (a) e envelhecido a 475ºC por 100h (b) X. Ataque eletrolítico em Ácido Oxálico...65 Imagens por MFA da superfície do aço inoxidável duplex UNS S32304 (a) e (b) no estado de entrega e (c) após tratamento isotérmico a 475ºC por 100h. Imagens por MFM (d) referente à região em (a), (e) referente à região em (b) e (f) referente à região em (c). As imagens (g), (h) e (i) por MFM são ampliações das regiões delimitadas pelos quadrados nas posições (d), (e) e (f), respectivamente. Polimento com OP-S...66 Imagens por MFA do aço inoxidável duplex UNS S32304 no sentido transversal à laminação; (a), (b) e (c) no estado de entrega e (d), (e) e (f) após envelhecimento a 475ºC por 100h. As imagens (b) e (e) são ampliações das regiões delimitadas nas imagens (a) e (d), respectivamente. As imagens (c) e (f) são ampliações das regiões delimitadas nas imagens (b) e (e), respectivamente. (a) e (d) 1.000X, (b) e (e) 3.000X e (c) e (f) X. Ataque eletrolítico em Ácido Oxálico...67 Figura 5.9 Microestrutura do aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h, sentido (a) longitudinal e (b) transversal à laminação. As regiões brancas são partículas da fase σ que precipitaram nos pequenos grãos da fase xiii

15 α. 610X. Ataque químico Beraha...70 Figura 5.10 Microestrutura do aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h, sentido longitudinal de laminação. As setas brancas indicam provavelmente a presença da fase σ. 890X. Ataque químico Beraha...70 Figura 5.11 Imagem por MFA do aço inoxidável duplex UNS S32304 no sentido longitudinal à laminação após envelhecimento a 850ºC por 50h indicando a presença de partículas da fase σ à esquerda da imagem e de um fino precipitado localizado pelas setas brancas na interface entre as fases α e γ, à direita da imagem X. Polimento com OP-S...72 Figura 5.12 Imagens por MFA de grosseiras partículas intermetálicas no aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. Sentido longitudinal à laminação; (a) 8.400X e (b) 4.800X. Polimento com OP-S...72 Figura 5.13 Perfil topográfico obtido por MFA de uma partícula da fase σ observada no aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. Sentido longitudinal à laminação...73 Figura 5.14 Perfil topográfico obtido por MFA de uma partícula da fase σ observada no aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. Sentido transversal à laminação...74 Figura 5.15 Imagens por MFA ilustrando a presença de finos precipitados nas interfaces entre as fases α e γ do aço inoxidável duplex UNS S32304 após envelhecimento a 850ºC por (a) 5h, (b) 10h e (c) 50h. Sentido longitudinal à laminação X. Polimento com OP-S...75 Figura 5.16 Perfil topográfico obtido por MFA de um precipitado de Cr 2 N observado no aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. Sentido longitudinal à laminação...76 Figura 5.17 Variação do comportamento mecânico do aço inoxidável duplex UNS S32304 em função do tratamento isotérmico a 475ºC...77 Figura 5.18 Curvas σ-ε médias para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de xiv

16 entrega e após envelhecimento a 475ºC por 100h...77 Figura 5.19 Dureza do aço inoxidável duplex UNS S32304 após diversos tratamentos isotérmicos na temperatura de 475ºC. Escala de dureza Vickers, carga 62,5kg...80 Figura 5.20 Microdureza Vickers (carga de 10g) nas fases α e γ do aço inoxidável duplex UNS S32304 em função do tempo de envelhecimento a 475ºC...81 Figura 5.21 Identações de microdureza Vickers (carga 10g) nas fases α e γ do aço inoxidável duplex UNS S32304, (a) no estado de entrega e (b) após envelhecimento a 475ºC por 100h X. Ataque eletrolítico com ácido oxálico...82 Figura 5.22 Efeito do tempo de envelhecimento a 475ºC na energia absorvida (a) e expansão lateral (b) do aço inoxidável duplex UNS S32304 na temperatura ambiente...83 Figura 5.23 Efeito do tempo de envelhecimento a 475ºC na dureza e na energia absorvida ao impacto do aço inoxidável duplex UNS S32304 na temperatura ambiente...85 Figura 5.24 Curvas de Wöhler referentes ao regime de fadiga com vida finita para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após envelhecimento a 475ºC por 100h...86 Figura 5.25 Relação entre as propriedades mecânicas de tração e dureza com a resistência à fadiga para o aço inoxidável duplex no estado de entrega e após envelhecimento a 475ºC por 100h: em baixo ciclo (a) e em alto ciclo (b)...90 Figura 5.26 Relações entre tenacidade ao impacto e alongamento com a resistência à fadiga em regime de baixo ciclo (a) e alto ciclo (b) para o aço inoxidável duplex no estado de entrega e envelhecido a 475ºC por 100h...92 Figura 5.27 Variação do comportamento mecânico do aço inoxidável duplex UNS S32304 em função do tratamento isotérmico a 850ºC...93 xv

17 Figura 5.28 Curvas σ-ε médias para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após envelhecimento a 850ºC por 50h...94 Figura 5.29 Imagens topográficas por MFA do aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h (a) não deformado e (b) extraído do corpo de prova de tração em um ponto afastado da fratura e (c) próximo à fratura. Imagens de domínios magnéticos por MFM (d) referente à região visualizada em (a), (e) referente à região visualizada em (b) e (f) referente à posição visualizada em (c) X. Polimento com OP-S...95 Figura 5.30 Trincas intergranulares que propagaram longitudinalmente ao sentido de carregamento no ensaio de tração. Aço UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. 440X. Ataque químico Beraha...96 Figura 5.31 Imagens por MFA ilustrando o efeito da fase σ na ocorrência do fenômeno de delaminação no ensaio de tração no aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. Posição (a) região próxima à ponta da trinca principal de delaminação e posição (b) ampliação da região delimitada pelo quadrado em (a). (a) 1.400X e (b) 4.800X. Polimento com OP-S...97 Figura 5.32 Imagem por MFA de uma partícula da fase σ fraturada no ensaio de tração do aço inoxidável duplex UNS S32304 após tratamento isotérmico a 850ºC por 50h X. Polimento com OP-S...98 Figura 5.33 Posição da trinca de delaminação em relação à região de segregação de Ni no aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. 80X. Ataque químico Beraha...99 Figura 5.34 Dureza do aço inoxidável duplex UNS S32304 após diversos tratamentos isotérmicos na temperatura de 850ºC. Escala de dureza Vickers, carga 62,5kg Figura 5.35 Microdureza Vickers (carga de 10g) nas fases α e γ do aço inoxidável duplex UNS S32304 em função do tempo de envelhecimento a 850ºC Figura 5.36 Indentações realizadas nas fases γ e σ do aço UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h evidenciando a expressiva diferença de dureza. 820X. Ataque xvi

18 químico Beraha Figura 5.37 (a) Imagem por MFA das indentações nas fases constituintes da matriz do aço inoxidável duplex UNS S32304 após o envelhecimento a 850ºC e em uma partícula da fase σ X. Polimento com OP-S. (b) Curvas de cargadeslocamento para as três identações ilustradas na posição (a) Figura 5.38 Efeito do tempo de envelhecimento a 850ºC na energia absorvida (a) e expansão lateral (b) do aço inoxidável duplex UNS S32304 na temperatura ambiente Figura 5.39 Curvas de Wöhler referentes ao regime de fadiga com vida finita para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após envelhecimento a 850ºC por 50h Figura 5.40 Relação entre as propriedades mecânicas de tração e dureza com a resistência à fadiga para o aço inoxidável duplex no estado de entrega e após envelhecimento a 850ºC por 50h: em baixo ciclo (a) e em alto ciclo(b) Figura 5.41 Relações entre tenacidade ao impacto e alongamento com a resistência à fadiga em regime de baixo ciclo (a) e alto ciclo (b) para o aço inoxidável duplex no estado de entrega e após tratamento isotérmico a 850ºC por 50h Figura 5.42 Fraturas de corpos de prova de tração do aço inoxidável duplex UNS S32304 (a) no estado de entrega, (b) envelhecido a 475ºC por 100h e (c) envelhecido a 850ºC por 50h Figura 5.43 Imagens por MEV de fraturas dos corpos de prova de tração do aço inoxidável duplex UNS S32304: (a) no estado de entrega, (b) envelhecido a 475ºC por 100h e (c) envelhecido a 850ºC por 50h. 35X Figura 5.44 Imagens por MEV de fraturas dos corpos de prova de tração do aço inoxidável duplex UNS S32304 (a) no estado de entrega, (b) envelhecido a 475ºC por 100h e (c) envelhecido a 850ºC por 50h X Figura 5.45 Fratura de corpos de prova de tenacidade ao impacto para o aço inoxidável xvii

19 duplex UNS S32304: no estado de entrega (a) e após envelhecimento a 475ºC por 1h (b), 6h (c), 12h (d), 25h (e), 50h (f) e 100h (g) Figura 5.46 Fratura de corpos de prova de tenacidade ao impacto para o aço inoxidável duplex UNS S32304: no estado de entrega (a) e após envelhecimento a 850ºC por 5h (b), 10h (c) e 50h (d) Figura 5.47 Imagens por MEV de fraturas dos corpos de prova de tenacidade ao impacto do aço inoxidável duplex UNS S32304: no estado de entrega (a), envelhecido a 475ºC por 100h (b) e envelhecido a 850ºC por 50h (c). 35X Figura 5.48 Imagens por MEV de fraturas de corpos de prova de tenacidade ao impacto do aço inoxidável duplex UNS S32304: no estado de entrega (a), envelhecido a 475ºC por 100h (b) e envelhecido a 850ºC por 50h (c) X Figura 5.49 Fratura por fadiga em regime de baixo ciclo em corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega, (a) visão macroscópica de toda a extensão da fratura, (b) detalhe da fratura maior por fadiga, (c) detalhe da região de fratura final e (d) detalhe da fratura menor por fadiga. As setas brancas, nas posições (b) e (c), partem da região de nucleação de trincas e apontam na direção de propagação Figura 5.50 Detalhes dos pontos de nucleação de trinca por fadiga em regime de baixo ciclo no corpo de prova ilustrado na Figura Parte da fratura mais curta, (a) 250X, (b) 500X e (c) 1.000X. Região de fratura por fadiga mais extensa, (d) 250X, (e) 500X e (f) 1.000X. As setas brancas partem dos pontos de nucleação de trinca e apontam na direção de propagação destas em todas as posições Figura 5.51 Região de colapso final do corpo de prova ilustrado na Figura 5.49-a para o aço inoxidável duplex no estado de entrega Figura 5.52 Fratura por fadiga em regime de baixo ciclo em corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 475ºC por 100h. Visão xviii

20 macroscópica de toda a extensão da fratura Figura 5.53 Detalhes do ponto de nucleação de trinca por fadiga em regime de baixo ciclo no corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 475ºC por 100h. (a) região de propagação de trinca estável, 35X, (b) e (c) região de nucleação da trinca por fadiga, 250X e 500X, respectivamente. As setas brancas partem dos pontos de nucleação de trinca e apontam na direção de propagação destas em todas as posições Figura 5.54 Fratura por fadiga em regime de baixo ciclo em corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. Visão macroscópica de toda a extensão da fratura Figura 5.55 Região de propagação de trinca estável por fadiga em regime de baixo ciclo no corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 após tratamento isotérmico a 850ºC por 50h. A seta parte do ponto de nucleação de trinca e aponta na direção de propagação desta Figura 5.56 Região de nucleação de trinca por fadiga em regime de baixo ciclo no corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 após tratamento isotérmico a 850ºC por 50h. Direção de propagação da trinca da direita para esquerda. A seta parte do ponto de nucleação de trinca e aponta na direção de propagação desta Figura 5.57 Região de propagação de trinca instável no corpo de prova de fadiga no regime de baixo ciclo do aço inoxidável duplex UNS S32304 após tratamento isotérmico a 850ºC por 50h Figura 5.58 Imagem macroscópica de fraturas por fadiga em regime de alto ciclo dos corpos de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304: (a) no estado de entrega, (b) após envelhecimento a 475ºC por 100h e (c) após envelhecimento a 850ºC por 50h. As setas partem dos pontos de nucleação de trinca e apontam na direção de propagação destas Figura 5.59 Detalhes do ponto de nucleação de trinca por fadiga em regime de alto ciclo em corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de xix

21 entrega: (a) região de propagação estável de trinca, 35X, (b) e (c) região de nucleação da trinca por fadiga, 250X e 500X, respectivamente. As setas partem do ponto de nucleação de trinca e apontam na direção de propagação desta Figura 5.60 Detalhes do ponto de nucleação de trinca por fadiga em regime de alto ciclo no corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 tratado isotermicamente a 475ºC por 100h: (a) região de propagação estável de trinca, 35X, (b) e (c) região de nucleação da trinca por fadiga, 250X e 500X, respectivamente. As setas partem do ponto de nucleação de trinca e apontam na direção de propagação desta Figura 5.61 Detalhes do ponto de nucleação de trinca por fadiga em regime de alto ciclo no corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h: (a) região de propagação estável de trinca, 35X, (b) e (c) região de nucleação da trinca por fadiga, 250X e 500X, respectivamente. As setas partem do ponto de nucleação de trinca e apontam na direção de propagação desta xx

22 LISTA DE TABELAS Tabela 3.1 Tabela 3.2 Tabela 4.1 Tabela 5.1 Tabela 5.2 Tabela 5.3 Tabela 5.4 Tabela 5.5 Tabela 5.6 Tabela 5.7 Composição química e PREN das principais ligas de aços inoxidáveis duplex no estado forjado...7 Propriedades mecânicas nominais dos aços inoxidáveis duplex mais comuns, o austenítico tipo ABNT 304 e o ferrítico tipo ABNT Composição química em % de massa do aço inoxidável duplex UNS Efeito do tratamento isotérmico a 475ºC por 100h no comportamento mecânico sob tração do aço inoxidável duplex UNS S Valores de dureza Vickers (carga 62,5kg) do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após tratamento isotérmico a 475ºC em diferentes tempos de exposição...79 Valores de microdureza Vickers (carga de 10g) do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após tratamento isotérmico a 475ºC com diversos tempos de exposição...80 Valores de energia absorvida ao impacto e expansão lateral na temperatura ambiente para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após tratamentos isotérmicos a 475ºC...83 Efeito do tratamento isotérmico a 850ºC por 50h no comportamento mecânico sob tração do aço inoxidável duplex UNS S Valores de dureza Vickers (carga 62,5kg) do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após tratamento isotérmico a 850ºC em diferentes tempos de exposição...99 Valores de microdureza Vickers (carga de 10g) do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após tratamento isotérmico a 850ºC com diversos tempos de exposição xxi

23 Tabela 5.8 Valores de energia absorvida ao impacto e expansão lateral para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após tratamentos isotérmicos a 850ºC na temperatura ambiente xxii

24 LISTA DE NOTAÇÕES ɑ a ABNT AFM AISI AOD ASM ASTM Comprimento de trinca Parâmetro de escala na função de distribuição de Weibull Associação Brasileira de Normas Técnicas Atomic Force Microscopy (Microscopia de Força Atômica) American Institute of Steels and Irons (Instituto Americano de Ferro e Aço) Descarburação por sopro combinado de oxigênio e argônio American Society of Materials (Sociedade Americana de Materiais) American Society of Techniques and Materials (Sociedade Americana de Técnicas e Materiais) b b C C Expoente de resistência à fadiga Parâmetro de forma na função de distribuição de Weibull Carbono Constante na Equação de Paris CETEC-MG Fundação Centro Tecnológico de Minas Gerais CNC CPT Cr Cr eq Cu dɑ/dn DP Comando numérico computadorizado Critical pitting temperature (Temperatura crítica de pites) Cromo Cromo equivalente Cobre Taxa de crescimento de trinca Desvio Padrão xxiii

25 EBSD F(g) Fe G H IMOA K K C K IC K max K t M D30 MEV MEV-FEG Electron Backscattering Diffraction (Difração de Elétrons Retroespalhados) Função de geometria, carregamento e taxa de crescimento da trinca Ferro Fase G Hidrogênio International Molybdenum Association (Associação Internacional de Molibdênio) Fator de intensidade de tensões Tenacidade à Fratura Tenacidade à Fratura Fator de intensidade de tensões máximo Fator de concentração de tensões Temperatura em que 30% de martensita se forma com 50% de deformação Microscópio Eletrônico de Varredura Microscópio Eletrônico de Varredura Field Emission Gum (Emissão de Campo) MFM Mo MTS N N N N f Magnetic Force Microscopy (Microscopia de Força Magnética) Molibdênio Measurements Techniques System (Sistema e Técnicas de Medição) Constante na equação de Paris Nitrogênio Número de ciclos até a falha Número de ciclos até a falha xxiv

26 Ni Ni eq OP-S P(x) PREN R R RA S S a Níquel Níquel equivalente Oxide Polish Silicon (Óxido para Polimento - Sílica) Função de distribuição normal Pitting Resistance Equivalent Number (Número equivalente à resistência ao pites) Fase R Razão entre tensões mínimas e máximas Redução de área Tensão nominal Amplitude de tensão de resistência à fadiga S f Coeficiente de resistência à fadiga Si SPM T UNS v W x x 0 ZTA α Silício Scanning Probe Microscopy (Microscopia de Varredura por Sonda Mecânica) Temperatura Unified Numbering System for Metals and Alloys (Sistema numérico unificado para metais e ligas) Variável integrada na função de distribuição de Weibull Tungstênio Variável integrada na função de distribuição de Weibull Valor mínimo para vida em fadiga na função de distribuição de Weibull Zona termicamente afetada Fase ferrita α Fase alfa linha xxv

27 α Fase Martensita CCC induzida por deformação γ γ2 ΔK ΔK 0 Δσ ε μ σ σ σ a σ m σ máx σ min σ US σ YS χ Fase austenita Fase austenita secundária Fator de intensidade de tensões Fator de intensidade de tensões limiar intervalo de tensões Deformação Valor médio Fase sigma Desvio Padrão Amplitude de tensões Tensões médias Tensão máxima Tensão mínima Tensão limite de resistência à tração Tensão limite de escoamento Fase chi xxvi

28 RESUMO Os aços inoxidáveis duplex são uma classe de aços inoxidáveis com microestrutura bifásica constituída de α e γ em frações volumétricas aproximadamente iguais. Esta classe tem conquistado grande interesse da indústria e suas principais aplicações incluem equipamentos e estruturas para indústria petroquímica, nuclear, alimentícia, de papel e outras. Suas características desejáveis incluem boa resistência à corrosão em diversos meios e elevada resistência mecânica se comparada às ligas das demais classes de aços inoxidáveis. Mas o uso dos aços inoxidáveis duplex está limitada a estreita faixa de temperaturas entre -50ºC e aproximadamente 300ºC. Isto devido ao fato dos aços inoxidáveis duplex apresentarem comportamento frágil abaixo de -50ºC e serem suscetíveis à precipitação de fases indesejáveis na faixa de temperaturas entre 300ºC e 1000ºC. Neste contexto, o objetivo deste trabalho foi avaliar o efeito de tratamentos isotérmicos a 475ºC e a 850ºC nas propriedades mecânicas, principalmente quanto à resistência à fadiga, de um aço inoxidável duplex UNS S Para tal, ensaios mecânicos de tração, impacto e medições de dureza foram realizados para constatar os efeitos de possíveis alterações microestruturais devido aos tratamentos isotérmicos propostos nas propriedades mecânicas básicas da liga. Além dos ensaios de fadiga, que foram conduzidos com R = -1, para avaliar os efeitos destas alterações microestruturais na resistência à fadiga do aço UNS S32304 estudado. Para caracterização microestrutural foram empregadas técnicas de microscopia ótica e microscopia de varredura por sonda mecânica. Para análise fractográfica foi utilizada a microscopia eletrônica de varredura. Os resultados indicam que o tratamento térmico a 475ºC conduz à precipitação da fase α na fase α e seus efeitos nas propriedades mecânicas são o aumento da resistência à fadiga, da resistência à tração e da dureza e a redução da ductilidade e da tenacidade ao impacto. Já o tratamento térmico a 850ºC levou a precipitação de Cr 2 N nas interfaces entre as fases α/γ. Seus efeitos mais expressivos nas propriedades mecânicas foram o aumento na tenacidade ao impacto e da ductilidade e a redução da tensão limite de escoamento. As demais propriedades mecânicas apresentaram alterações desprezíveis. Também se observou a presença da fase σ nas amostras envelhecidas a 850ºC por 50h, mas em quantidade insuficiente para impactar no comportamento mecânico da liga estudada. xxvii

29 ABSTRACT The duplex stainless steel are a grade of stainless steel with biphasic structure constituted of α and γ with volumetric fractions roughly equal. This grade has achieved considerable interest from industry and its main applications include equipments and structures for petrochemical, power, food, paper and other. Their desirable features include good corrosion resistance in many environments and high mechanical strength if it compared to the alloys of the other grades of stainless steel. But the use of duplex stainless steel is limited to narrow temperature range among -50ºC and about 300ºC. This is due to the fact of duplex stainless steels present brittle behavior below -50ºC and be susceptible to the precipitation of undesirable phases in the temperature range among 300ºC and 1000ºC. In this context, the aim of this study was to evaluate the effect of isothermal treatments at 475ºC and at 850ºC on the mechanical properties, especially regarding the fatigue resistance of a duplex stainless steel UNS S For this purpose, tensile test, impact and hardness measurements were carried out to observe the effects of possible microstructural changes due to isothermal treatments proposed in the basic mechanical properties of the alloy. Besides the fatigue tests, which were conducted with R = -1 to evaluate the effects of microstructural changes in fatigue resistance of the UNS S32304 steel studied. For structural characterization were employed techniques of optical microscopy and scanning probe microscopy. For fractographic analysis was used scanning electron microscopy. The results indicate that heat treatment at 475ºC leads to the precipitation of α phase in the α phase and its effects on the mechanical properties are the increase of fatigue resistance, tensile strength and hardness and reduction in ductility and impact toughness. Already the heat treatment at 850ºC led to precipitation of Cr 2 N in the interfaces among the phases α/γ. Their most significant effects on mechanical properties were increase in impact toughness and ductility and reduction in tension yield strength. The other mechanical properties showed negligible changes. It was also observed the presence of σ phase in the samples aged at 850ºC for 50h, but not enough quantity to impact on the mechanical behavior of the alloy studied. xxviii

30 1. INTRODUÇÃO Para sustentar o meio de vida da sociedade moderna é necessário que processos produtivos estejam em continuo desenvolvimento, proporcionando assim condições para que bens de valor estejam sempre disponíveis para aquisição à medida que se fazem necessários. O melhoramento dos processos produtivos em muitos casos converge para a utilização de materiais que possuem desempenho diferenciado. Atualmente, o Brasil vive um importante acontecimento, trata-se da descoberta de uma expressiva reserva de petróleo e gás natural, o pré-sal. Devido ao fato destas reservas estarem localizadas a grandes profundidades, a sua exploração em escala industrial depende de elevados investimentos e avançada tecnologia (Lima, 2008). Quando a utilização destas novas reservas em escala industrial for uma realidade, a necessidade de construir novas plataformas de exploração e refinarias é um fato incontestável. Neste contexto, os aços inoxidáveis, mais precisamente os aços inoxidáveis duplex, representam um grupo de material de grande importância devido às suas propriedades específicas como alta resistência mecânica se comparado com aços inoxidáveis convencionais e boa resistência à corrosão em muitos meios. Em função disso, faz-se necessário entender o comportamento do material quanto à sua integridade estrutural nas diversas situações em que se pretende utilizá-lo. Os aços inoxidáveis duplex possuem uma ampla gama de propriedades de interesse geral, mas o seu uso está limitado a uma estreita faixa de temperaturas. Isto se dá principalmente devido ao fato destes aços sofrerem uma série de alterações metalúrgicas como a precipitação de novas fases em diferentes faixas de temperatura. Praticamente todas estas fases são prejudiciais ao desempenho do material. Algumas delas, como a fase σ, a fase χ, carbonetos, nitretos e γ2 surgem em altas temperaturas, sendo associadas a baixas taxas de resfriamento durante o processamento do material, como processos de fabricação de componentes que envolvem etapas de soldagem ou tratamentos térmicos realizados em temperaturas abaixo daquelas em que ocorre a completa solubilização de todos os elementos de liga. Outras, como a fase α, a fase G e a fase R precipitam em temperaturas relativamente baixas e elevados tempos de exposição, sendo associadas às condições de utilização do material (IMOA, 2009). Garantir que o aço será fornecido pela siderúrgica livre de precipitados em sua microestrutura não é algo difícil de obter. Tratamentos térmicos de solubilização em temperaturas acima de 1000ºC seguidos de têmpera em água são eficientes para este objetivo. 1

31 Mas impedir que fases precipitem pela exposição do material a temperaturas relativamente elevadas durante sua utilização, seja relacionado à temperatura de trabalho do componente ou em etapas de fabricação por processos que envolvam soldagem, por exemplo, é algo complexo de alcançar. Estas condições incentivam o esclarecimento dos efeitos destes precipitados nas propriedades do material. Pode-se afirmar que conhecer estes efeitos é a maneira mais adequada de garantir que o material será utilizado em condições controladas e seguras, sem oferecer riscos ao desempenho do componente. Para entender o efeito de alterações metalúrgicas nas propriedades dos materiais, ensaios devem ser realizados em condições em que estas alterações sejam evidentes, como por exemplo, após tratamentos térmicos para precipitação de novas fases. Quanto às propriedades mecânicas, na maioria das vezes, uma avaliação em condições estáticas de carregamento não é suficiente para predizer o comportamento do material durante o seu uso. Isto devido ao fato de que componentes em uso geralmente estão submetidos a condições flutuantes de carregamento, às vezes em ambientes corrosivos. Situação esta que pode levar à deformação plástica localizada, seguida da nucleação e do crescimento de trincas até a ruptura do componente mesmo quando a amplitude de carregamento imposta a este é relativamente baixa. Para entender melhor o comportamento do material nestas condições, ensaios de fadiga se fazem necessários (Barsom e Rolfe, 1987). Os resultados dos ensaios de fadiga permitem identificar se o componente irá ou não sofrer degradação por fadiga em função do carregamento no qual está exposto. No caso da constatação de que as condições de uso envolvem fenômenos de fadiga, estes resultados também permitem prever qual a sua vida útil. Assim, a realização de ensaios de fadiga, combinados com ensaios de tenacidade ao impacto, de resistência à tração e medições de dureza permitem o esclarecimento dos efeitos de mudanças microestruturais do material no seu comportamento mecânico, sendo este o foco principal desta pesquisa. Uma das diversas ligas da classe de aços inoxidáveis duplex é a UNS S32304, classificada como um aço inoxidável lean duplex devido ao se relativamente baixo teor de Mo. Ela está relacionada entre as ligas de aços inoxidáveis duplex mais comumente produzidas pela siderurgia brasileira e é de grande interesse da indústria de papel e celulose. Investigar então os efeitos de tratamentos isotérmicos na microestrutura e nas propriedades mecânicas dos aços UNS S32304 é importante e de interesse tanto de quem o produz quanto de quem o utiliza e motivou a realização desta pesquisa, que teve este objetivo. 2

32 2. OBJETIVOS O objetivo geral desta pesquisa foi investigar o efeito de diferentes tratamentos isotérmicos na microestrutura e nas propriedades mecânicas de um aço inoxidável duplex UNS S32304 laminado a quente. Para ser alcançado, este objetivo geral foi dividido em três objetivos específicos. O primeiro deles foi a realização de tratamentos isotérmicos em amostras do aço mencionado nas temperaturas de 475ºC e 850ºC. Estas temperaturas foram escolhidas devido ao fato de que, nelas a precipitação de diferentes fases ocorre mais rapidamente. Em seguida, foi conduzida a caracterização microestrutural e a realização de ensaios mecânicos de fadiga com controle de carga, tração, dureza e tenacidade ao impacto neste aço no estado de entrega e após a exposição aos tratamentos térmicos. Finalmente, buscou-se relacionar as alterações microestruturais com mudanças nas propriedades mecânicas da liga investigada. 3

33 3. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA Neste capítulo são apresentadas características gerais dos aços inoxidáveis duplex, sendo que particular ênfase é dada às questões relacionadas à precipitação das fases α e σ e seus efeitos nas propriedades mecânicas da liga, principalmente no que diz respeito ao comportamento em fadiga. Além disso, fundamentos sobre os mecanismos de fadiga, as técnicas de ensaios de fadiga e os conceitos sobre as principais técnicas de análise microestrutural empregadas também são relatados Aços Inoxidáveis Duplex Histórico Até o início do século XX, período em que a revolução industrial já estava fortemente consolidada, convivia-se com um problema relacionado à necessidade de se obter materiais que fossem especificamente resistentes à corrosão. Nas primeiras décadas deste século, pesquisas isoladas em diversos pontos do mundo alcançaram sucesso quanto à questão da resistência à corrosão a partir de ligas de Fe-Cr e Fe-Cr-Ni. Surgiam então as classes mais comuns dos aços inoxidáveis. Nos Estados Unidos, em 1911, o primeiro aço inoxidável ferrítico; na Inglaterra, em 1912, a primeira liga de aço inoxidável martensítico e na Alemanha, também em 1912, foi patenteado o primeiro aço inoxidável austenítico (Padilha e Guedes, 2004 e Pinto, 2001). Somente aproximadamente vinte anos mais tarde iriam surgir as primeiras ligas de aço inoxidável duplex. Segundo Charles (1991) antes de 1933 na França, um erro na fabricação de uma liga de aço inoxidável austenítico que deveria conter 18% Cr - 9% Ni - 2,5% Mo acabou levando a uma liga com 20% Cr - 8% Ni - 2,5% Mo que possuía uma alta fração volumétrica de α. Mas, de acordo com IMOA (2009), a primeira geração de ligas de aços inoxidáveis duplex contendo aproximadamente as mesmas frações volumétricas de ferrita e austenita já era produzida desde 1930 na Suécia no estado forjado. Ligas estas que foram desenvolvidas para reduzir a corrosão intergranular comum nos aços inoxidáveis austeníticos que, naquela época, continham alto teor de C. Desde então, estes aços, tanto no estado forjado como fundido começaram a ganhar espaço, encontrado aplicação na construção de trocadores de 4

34 calor, vasos de pressão, plantas de dessalinização, indústria nuclear, farmacêutica, alimentícia, de fertilizantes, petroquímica, química, entre outras (Fontes, 2009 e Badji et al., 2008). Uma grande limitação quanto à utilização das ligas de aços inoxidáveis duplex da primeira geração era a questão da soldabilidade, uma vez que, devido à maior fração volumétrica de α que se formava na zona termicamente afetada, esta região perdia resistência à corrosão e tenacidade. Condição que limitava a utilização destes aços à somente aplicações onde não havia procedimentos de soldagem envolvidos. Esta questão foi solucionada a partir de 1968 quando foi desenvolvido o processo de refino de aços inoxidáveis por descarburação por sopro combinado de oxigênio e argônio (AOD). Desde então, com o aperfeiçoamento desta técnica, faixas mais estreitas de composição química puderam ser obtidas. Além disso, possibilitou a adição e controle de N, elemento que estabiliza a γ na zona termicamente afetada mantendo as mesmas características quanto à resistência à corrosão e tenacidade do metal de base de componentes soldados. Surgia, neste momento, a segunda geração de aços inoxidáveis duplex, definidos desta forma devido à presença do N como elemento de liga (IMOA, 2009). Charles (1991) aponta outras vantagens relacionadas ao surgimento do processo de refino de aços inoxidáveis a partir da descarburação com oxigênio e argônio. A precisão quanto ao controle da composição química reflete diretamente na reprodutibilidade, ou seja, controle mais preciso das frações volumétricas de α e γ Classificação Os aços inoxidáveis duplex podem ser conceituados como uma classe de aços inoxidáveis que possui uma microestrutura bifásica com frações volumétricas de γ e α aproximadamente iguais e ambas com teor suficientemente alto de Cr (acima de 13%) para tornar o material inoxidável (Hättestrand et al., 2009; Pinto, 2001). A similaridade nas frações volumétricas de α e γ é obtida realizando-se tratamentos térmicos de solubilização em temperaturas que variam entre 1000ºC e 1200ºC seguido de resfriamento brusco (Magnabosco, 2001). Estes aços são característicos por apresentar boa resistência à corrosão, devido às altas concentrações de Cr e à presença de elementos de liga como o Mo e N, combinada com alta resistência mecânica (Hättestrand et al., 2009; IMOA, 2009; Nascimento et al., 2003). A Figura 3.1 ilustra a microestrutura bifásica de um aço inoxidável duplex UNS S31803 onde a fase γ aparece como ilhas em tonalidade mais clara e a fase α é a matriz que envolve a fase γ e 5

35 se apresenta em tonalidade mais escura. Os efeitos do processo de laminação alongando os grãos do material na direção da deformação também podem ser observados. Figura 3.1: Microestrutura de um aço inoxidável duplex UNS S31803 seção longitudinal à direção de laminação. Fonte: Young et al., As propriedades físicas destes aços, como densidade, calor específico, resistividade elétrica e módulo de elasticidade em diversas temperaturas estão entre as dos aços inoxidáveis ferríticos e austeníticos, tendendo a serem mais próximas dos aços inoxidáveis ferríticos e de aços C. A maioria dos aços inoxidáveis duplex possuem resistência à corrosão sob tensão e resistência à corrosão por pites maior que os aços da série 300 (IMOA, 2009). IMOA (2009) esclarece que atualmente os aços inoxidáveis duplex são uma classe de aços inoxidáveis que pode ser dividida em cinco grupos distintos. Esta divisão é em função da composição química e da resistência à corrosão por pites, sendo mensurada a partir do número equivalente de resistência ao pite (PREN), conforme Equação 3.1. PREN = %Cr + 3,3(%Mo + 0,5%W) + 16%N (3.1) Abaixo seguem os cinco grupos que compõem a classe dos aços inoxidáveis duplex: Lean Duplex (UNS S32304) ou duplex de menor custo, devido ao teor de Mo ser muito baixo se comparado com as demais ligas. Possui PREN menor que 35. Na maioria das aplicações pode ser usado para substituir os aços inoxidáveis austeníticos ABNT 304 e ABNT 316 (Charles, 1991). Standart Duplex (UNS S31803 e S32205) ou duplex padrão que corresponde a mais de 80% dos aços inoxidáveis duplex produzidos atualmente (IMOA, 2009). Possui PREN menor que 40. Segundo Pinto (2001) as ligas UNS S31803 e S32205 possuem 6

36 resistência à corrosão entre as do austenítico ABNT 316 e dos superausteníticos com teor de Mo entre 5 e 6%. Duplex 25 Cr possui PREN menor que 40, um exemplo é a liga UNS S32550 (IMOA, 2009). Super Duplex (UNS S32750) também possui PREN menor que 40. O teor de Cr é da ordem de 25 a 26% e possui mais Mo e N que o duplex 25 Cr (IMOA, 2009). Hiper Duplex (UNS S33207) aço inoxidável mais altamente ligado com valor do PREN maior que 45 (IMOA, 2009). A Tabela 3.1 apresenta a composição química das principais ligas de aços inoxidáveis duplex no estado forjado. Tabela 3.1: Composição química e PREN das principais ligas de aços inoxidáveis duplex no estado forjado. Adaptação: IMOA (2009) e Charles (1991) Classe UNS S32304 S31803 S32205 S32550 S32750 S33207 EN C máx. 0,03 0,03 0,03 0,04 0,03 0,03 Cr 21,50-24,50 21,00-23,00 22,00-23,00 24,00-27,00 24,00-26,00 29,00-33,00 Ni 3,00-5,50 4,50-6,50 4,50-6,50 4,50-6,50 6,00-8,00 6,00-9,00 Mo 005-0,60 2,50-3,50 3,00-3,50 2,90-3,90 3,00-5,00 3,00-5,00 N 0,05-0,20 0,08-0,20 0,14-0,20 0,10-0,25 0,24-0,32 0,40-0,60 Mn 2,50 2,00 2,00 1,50 1,20 1,50 Cu 0,05-0, ,50-2,50 0,50 1,00 PREN Propriedades mecânicas Os aços inoxidáveis duplex são adequadamente selecionados quando elevada resistência mecânica, obviamente associada à resistência à corrosão, são requeridos; pois são relativamente mais resistentes mecanicamente que os aços inoxidáveis austeníticos apresentando maior limite de escoamento e limite de resistência à tração, também são mais tenazes que os aços inoxidáveis ferríticos (IMOA, 2009; Badji et al., 2008 e Nascimento et al., 2003). Além disso, a opção por aços inoxidáveis duplex para substituir aços inoxidáveis austeníticos com resistência à corrosão similar permite diminuição na espessura do componente devido sua maior resistência mecânica. Nesta condição um menor custo do componente será alcançado por dois motivos: os aços inoxidáveis duplex são usualmente mais baratos que os austeníticos devido o menor teor de Ni, e por se utilizar menor quantidade de 7

37 material uma vez que são mais resistentes mecanicamente (IMOA, 2009). Isso faz com que os aços inoxidáveis duplex apresentem uma vantajosa razão custo benefício quando comparados aos aços inoxidáveis austeníticos (Mateo et al., 2002). Os valores mínimos segundo norma ASTM para as propriedades de resistência mecânica dos aços inoxidáveis duplex estão listados na Tabela 3.2 e são comparados com valores para o aço inoxidável austenítico ABNT 304 e o ferrítico ABNT 429. Tabela 3.2: Propriedades mecânicas nominais dos aços inoxidáveis duplex mais comuns, o austenítico tipo ABNT 304 e o ferrítico tipo ABNT 429. Adaptação: IMOA (2009) e Moreno (2004). Aço Inoxidável Limite de Escoamento (MPa) Propriedades Mecânicas em Tração Limite de Resistência à Tração (MPa) Alongamento % UNS S UNS S UNS S ABNT ABNT Segundo IMOA (2009), a microestrutura oriunda da solidificação nos aços inoxidáveis duplex lhes confere um comportamento isotrópico. Mas, devido à conformação mecânica comum na maioria dos processos de produção destes aços, a sua microestrutura granulométrica assume uma morfologia alongada e achatada na direção da deformação (Figura 3.2), levando o material a exibir forte anisotropia no que diz respeito a propriedades mecânicas. Direção de laminação Figura 3.2: Microestrutura de um aço inoxidável duplex do tipo UNS S31803 em três diferentes direções em relação à laminação. Fonte: Mateo et al.,

38 A Figura 3.2 ilustra a microestrutura de um aço inoxidável duplex nas três diferentes direções em relação ao sentido de laminação. Esta amostra foi extraída de uma chapa laminada de 5mm de espessura (Mateo et al., 2003). De acordo com Charles (1991) a principal característica dos aços inoxidáveis duplex quanto à resistência mecânica é o seu limite de escoamento relativamente alto quando comparado com aços inoxidáveis austeníticos com valor equivalente do PREN. A alta resistência mecânica dos aços inoxidáveis duplex é devida há combinação de uma série de fatores, sendo os principais deles, segundo Charles (1991): Endurecimento por solução sólida intersticial (C, N); Endurecimento por solução sólida substitucional (Cr, Mo, Ni); Endurecimento por refino de grão, uma vez que cada uma das duas fases presentes inibe mutuamente o crescimento de grão durante tratamentos térmicos. Dentre os mecanismos citados acima, é importante enfatizar o marcante papel do N que eleva a resistência por solução sólida intersticial da fase austenítica a níveis maiores que da fase ferrítica (Charles, 1991). Além de apresentarem alta resistência mecânica no estado recozido os aços inoxidáveis duplex são bastante suscetíveis ao endurecimento por trabalho a frio. A Figura 3.3 mostra o efeito do trabalho a frio nas propriedades mecânicas de um aço inoxidável duplex UNS S31803 (IMOA, 2009). Figura 3.3: Efeito do trabalho a frio nas propriedades mecânicas de um aço UNS S Fonte: IMOA,

39 Como pode ser observado na Figura 3.3, tanto o limite de escoamento quanto o limite de resistência à tração podem ser aumentados em mais de 60%. A dureza também aumenta consideravelmente podendo atingir valores superiores à 50% do valor obtido no material recozido. Já a ductilidade do material fica bastante comprometida; um grau de trabalho a frio da ordem de aproximadamente 20 a 25% é suficiente para que o material sofra uma redução de 60% no percentual de alongamento Características microestruturais e efeito dos elementos de liga Quanto às características metalúrgicas dos aços inoxidáveis duplex no que diz respeito às frações volumétricas de α e γ e a presença de precipitados indesejáveis, ambos IMOA (2009) e Charles (1991) concordam que as quantidades de cada uma das fases α e γ são função do teor de cada um dos elementos de liga que tendem a estabilizar ou γ ou α e do histórico térmico sofrido pelo material. Para predizer as frações volumétricas de α e γ muitos modelos matemáticos têm sido propostos, mas é importante levar em conta que representar este comportamento matematicamente com precisão é muito difícil devido ao acentuado efeito dos diversos elementos que compõem a liga (Charles, 1991). Como exemplo as Equações 3.2, 3.3 e 3.4 representam uma regressão linear com várias variáveis citada por IMOA (2009). Cr eq = %Cr + 1,73%Si + 0,88%Mo (3.2) Ni eq = %Ni + 24,55%C + 21,75%N + 0,4%Cu (3.3) % α = -20,93 + 4,01Cr eq 5,6Ni eq + 0,016T (3.4) Onde T é a temperatura de solubilização em graus Celsius que normalmente varia entre 1050ºC e 1150ºC (IMOA, 2009). De acordo com Charles (1991) a temperatura de solubilização é normalmente selecionada como aquela o mais baixo possível que seja suficiente para solubilizar todas as partículas de precipitados. Durante a solidificação dos aços inoxidáveis duplex ocorre a formação somente da fase α. Seguindo o resfriamento, a fase γ irá precipitar a partir da fase α em temperaturas consideravelmente abaixo do ponto de solidificação (Charles, 1991; IMOA, 2009). Esta condição é determinante para compor a distribuição característica das fases nestes aços, consistindo geralmente de ilhas de γ rodeadas por uma matriz α (El Bartali et al., 2009; Balbi et al., 2009 e Chandra et al., 2010). A Figura 3.4 ilustra uma secção através do diagrama de 10

40 fases ternário Fe-Cr-Ni com teor fixo de 68% de Fe onde se pode observar o início da precipitação da fase γ a partir da matriz α completamente sólida. Figura 3.4: Diagrama de fase ternário Fe-Cr-Ni. Detalhe indicando o efeito do N elevando a temperatura em que inicia o surgimento da fase γ. Fonte: IMOA, 2009 A Figura 3.4 também ilustra o efeito do N no aumento da temperatura na qual inicia a precipitação da fase γ. A taxa de resfriamento também pode influenciar no balanço das frações volumétricas de α e γ. O resfriamento muito rápido pode fazer com que mais α do que o esperado permaneça como fase microestrutural. Este fenômeno pode ser observado, por exemplo, em componentes soldados. O N possui papel importante na estabilização da γ permitindo que a liga possa ser resfriada rapidamente a partir de temperaturas altas, impedindo o surgimento de precipitados indesejáveis, e mantendo o balanço adequado de α e γ (IMOA, 2009). Quanto aos principais elementos de liga, em primeiro lugar encontra-se o Cr, elemento necessário num teor mínimo de 10,5% em massa para formar um filme de óxido de Cr que protege o componente contra corrosão (Pinto, 2001; Fontes, 2009). Os aços inoxidáveis duplex, convencionalmente, possuem pelo menos 20% de Cr. Quanto maior o teor de Cr maior a resistência à corrosão da liga, mas altos teores de Cr exigem também um maior teor de Ni para se obter uma microestrutura bifásica uma vez que o Cr é um elemento que estabiliza a α (IMOA, 2009). 11

41 O Ni é outro importante elemento de liga presente na composição dos aços inoxidáveis duplex. O efeito mais evidente do Ni é a estabilização da γ em temperatura ambiente. Fato que repercute no melhoramento de várias propriedades como a resistência mecânica, tenacidade e resistência à corrosão (Terada et al., 2009). O Ni está presente nos aços inoxidáveis duplex em teores inferiores aos dos aços inoxidáveis austeníticos (IMOA, 2009). Além do Cr e do Ni, outros dois elementos de liga muito importantes na composição dos aços inoxidáveis duplex são o Mo e o N. Quanto ao N, este é responsável pelo aumento da temperatura de início de formação da fase γ aumentando também a estabilidade desta fase. A partir da adição de N em teores superiores a 0,14% tornou-se possível aplicar os aços inoxidáveis em componentes soldados, pois este elemento, ao estabilizar a γ mesmo em condições de resfriamento brusco não permite que haja degradação da zona termicamente afetada no que diz respeito à perda de tenacidade e resistência à corrosão. O N aumenta a resistência à corrosão por pites e retarda a nucleação de fases indesejáveis (IMOA, 2009). Experimentos em ligas contendo diversos teores de N indicam que o aumento da quantidade de N presente na liga retarda o endurecimento da fase α após tratamentos térmicos de envelhecimento a 475ºC. Estes resultados indicam que o N retarda a decomposição espinodal da fase α dos aços inoxidáveis duplex (Foct et al., 1991). O efeito do N como elemento de liga intersticial faz com que o aço apresente limite de escoamento mais alto. Alterações no comportamento quanto à fadiga também são evidentes, tanto na vida em fadiga quanto no comportamento tensão cíclica versus deformação. Isto se dá devido ao fato do N ser responsável pelo aumento da resistência mecânica da fase γ por estar presente nesta fase numa quantidade dez vezes maior que na fase α (Foct et al., 1991 e Fontes, 2009). Alterações na resistência mecânica das fases constituintes do aço inoxidável duplex refletem em alterações no mecanismo de deformação plástica em favor da fase α tanto nas condições recozido quanto envelhecido (Sahu et al., 2009). Já o Mo atua como elemento de liga que junto ao Cr aumenta a resistência à corrosão da liga, principalmente corrosão por pites e em frestas e em meios contendo íons cloreto + (Fontes, 2009). Seu efeito é três vezes maior que o do próprio Cr no aumento da resistência a corrosão quando o teor de Cr do aço inoxidável é superior a 18%. O Mo é um elemento formador de α e possui tendência a estabilizar fases intermetálicas indesejáveis (IMOA, 2009). Uma das limitações quanto ao uso dos aços inoxidáveis duplex, segundo Moreno (2004), Sahu et al. (2009) e IMOA (2009) está relacionada à estreita faixa de temperatura que 12

42 o material pode ser submetido, sendo sugerido o seu uso somente na faixa de -50ºC até 250ºC a 300ºC. Isto se deve ao fato do comportamento frágil da fase ferrítica em baixas temperaturas (Moreno, 2004) e do grande número de precipitados indesejáveis que se formam principalmente na fase α do aço inoxidável duplex em temperaturas entre 300ºC e 1000ºC (IMOA, 2009; Sahu et al., 2009; Nascimento et al., 2003; Charles, 1991). De acordo com Badji et al. (2008) a maioria dos fenômenos de precipitação dos aços inoxidáveis duplex acontecem na α devido a sua taxa de difusão ser em torno de cem vezes maior do que na γ. A Figura 3.5 apresenta as faixas de temperatura e o efeito dos diversos elementos de liga na precipitação de várias fases através do diagrama de transformação isotérmico do aço inoxidável duplex. Figura 3.5: Precipitações que ocorrem em aços inoxidáveis duplex. Fonte: Charles, 1991; Colpaert, 2008; Pinto, A Figura 3.5 destaca o efeito do Cr, Cu, Mo, Si e W como elementos que, além de acelerar o processo de formação dos diversos precipitados, também ampliam as faixas de temperaturas em que estes precipitados se formam. O diagrama da Figura 3.5 também mostra que para formação de precipitados em temperaturas mais baixas, um maior tempo de envelhecimento é necessário (Pinto, 2001). Entre os principais precipitados, pode-se citar: Carbonetos Entre os carbonetos que se formam no aço inoxidável duplex estão o M 7 C 3 que precipita nas interfaces das fases γ e α a temperaturas entre 950ºC e 1050ºC e o M 23 C 6 que ocorre em temperaturas entre 600ºC e 950ºC que precipitam nos contornos de grão α/α e γ/γ. A principal consequência da precipitação de carbonetos no aço inoxidável duplex é a perda da resistência 13

43 à corrosão intergranular quando a formação destes carbonetos ocorre em contornos de grãos e leva ao empobrecimento de Cr nas regiões adjacentes (Moreno, 2004), fenômeno este chamado de sensitização. É importante mencionar que, atualmente os aços inoxidáveis duplex são produzidos com teores de carbono muito baixo, inferior a 0,03% em massa. Fato este que praticamente exclui a formação de carbonetos em níveis prejudiciais ao desempenho da liga. Fase sigma (σ) No sistema Fe-Cr-Ni a fase σ é composta for Fe e Cr e sua estrutura cristalina é tetragonal com trinta átomos por célula unitária. Dependendo da composição da liga, o Mo, o Si e o W também podem estar presentes na constituição da fase σ (Badji et al., 2008; Zucato et al., 2002 e Pinto, 2001). De uma maneira geral, a fase σ se forma rapidamente, mas depende da constituição química da liga assim como as faixas de temperatura em que ocorre a sua formação, conforme está ilustrado no diagrama de transformação isotérmico da Figura 3.6 (IMOA, 2009 e Zucato et al., 2002). Figura 3.6: Diagrama de precipitações isotérmicas em temperaturas na faixa de 550ºC e 1100ºC para o aço UNS S31803 (qualidade 2205) recozido a 1050ºC. As linhas pontilhadas e tracejadas são referentes ao início de transformação nos aços UNS S32304 e UNS S32750 (qualidades 2304 e 2507), respectivamente. Fonte: IMOA, Conforme pode ser observado no diagrama de transformação isotérmico ilustrado na Figura 3.6, a fase σ se forma em temperaturas que podem variar entre 600ºC e 1000ºC sendo que sua formação é mais rápida em temperaturas próximas de 900ºC. A Figura 3.6 ilustra indiretamente o efeito da ausência ou presença de elementos de ligas. Nas ligas UNS S32750 a formação da fase σ é mais rápida e ocorre em temperaturas mais elevadas devido aos teores mais elevados de Cr e Mo. Já nas ligas UNS S32304 o surgimento da fase σ é retardado 14

44 devido à praticamente ausência de Mo. Para esta última liga a temperatura em que a fase σ se forma também é inferior (IMOA, 2009). Nas ligas de aço inoxidável duplex a precipitação desta fase é favorecida pela presença do Mo, Si e W, elementos que aceleram o processo de transformação e ampliam a faixa de temperatura, por serem estabilizadores da fase α (Zucato et al., 2002). Da mesma maneira, os elementos estabilizadores de γ, como é o caso do Ni e do N, atuam de maneira a retardar a formação da fase σ. A presença de N na liga permite o seu processamento em altas temperaturas e é inclusive adicionado intencionalmente nos aços inoxidáveis duplex que têm altos teores de Cr e Mo para inibir a formação de fases deletérias como a fase σ (IMOA, 2009). A nucleação da fase σ pode ocorrer em junções tríplices, ou na interface entre a α e a γ ou ainda em partículas de carbonetos e após a sua nucleação, ela cresce de forma grosseiramente dendrítica (Brown et al., 1983). Maehara (1983) considera que a precipitação da fase σ nos aços inoxidáveis duplex ocorre devido à decomposição eutetóide da ferrita em σ e γ secundária, fato que é explicado por Brown et al. (1983) que afirmam ocorrer segregação de Ni nas regiões interdendríticas da fase σ. Segundo Pinto (2001) a fase σ talvez seja a fase com maior caráter deletério que se forma nos aços inoxidáveis duplex. Zucato et al. (2002) explicam que esta fase é dura e, portanto, frágil e sua formação causa principalmente perda de ductilidade, além de empobrecer as regiões adjacentes em Cr e Mo, reduzindo a resistência à corrosão. Fargas et al. (2009) avaliaram o efeito da fase σ nas propriedades mecânicas gerais e na formabilidade de um aço inoxidável duplex UNS S31803 após exposição em temperatura na faixa de 850ºC e 950ºC por 20 minutos. Seus resultados evidenciaram que o material teve sua formabilidade fortemente comprometida devido à presença da fase σ. Tornou-se praticamente impossível realizar a laminação à frio desejada devido à evolução de trincas prematuras tipo jacaré. Todas as propriedades mecânicas foram alteradas, a dureza e a resistência mecânica aumentaram e a ductilidade e tenacidade ao impacto sofreram expressiva redução. Estas alterações no comportamento mecânico observadas por Fargas et al. (2009) foram mais evidentes em amostras tratadas termicamente na temperatura de 875ºC. Badji et al. (2008) avaliaram o efeito da temperatura de recozimento nas propriedades mecânicas de juntas soldadas do aço inoxidável duplex tipo Este trabalho também indicou intensa redução na energia absorvida ao impacto, no percentual de alongamento e aumento da resistência mecânica das amostras recozidas em temperaturas entre 800ºC e 950ºC devido à formação de σ. 15

45 Nitretos de Cr De acordo com Pinto (2001) e Moreno (2004), o fato do N ser usado como elemento de liga nos aços inoxidáveis duplex propicia condições favoráveis à precipitação de Cr 2 N e CrN na faixa de 700ºC a 900ºC. De acordo com Nilsson (1992), o nitreto mais comumente observado em aços inoxidáveis duplex é o Cr 2 N, cuja estrutura cristalina é hexagonal, no entanto, estudos indicam a presença de CrN com estrutura cúbica na zona termicamente afetada de aços inoxidáveis duplex UNS S Pinto (2001) e Zucato et al. (2002) afirmam que a formação de Cr 2 N durante tratamentos isotérmicos na faixa de temperatura mencionada ocorre principalmente nas interfaces entre as fases α e γ. A precipitação de Cr 2 N pode ocorrer simultaneamente com a formação de γ 2 uma vez que a redução do teor de Cr desestabiliza a α (Magnabosco, 2001), sendo que, nestas condições a presença deste nitreto irá influenciar na resistência à corrosão por pites (Nilsson, 1992). Fase chi (χ) Pinto (2001) e Moreno (2004) sugerem que a fase intermetálica χ pode surgir a partir de tratamentos térmicos na faixa de 700ºC a 900ºC. Sua estrutura é uma estrutura cúbica ordenada com uma composição de Fe 36 Cr 12 Mo 10 (Solomon e Devine, 1983). Esta fase tem efeito prejudicial à tenacidade ao impacto e a resistência à corrosão dos aços inoxidáveis duplex, mas o seu efeito isolado é muito difícil de ser detectado devido ao fato desta fase estar sempre associada à fase σ (Pinto, 2001). Kiesheyer et al. (1975) constataram que a fase χ precipita mais rapidamente que a fase σ e que a fase σ raramente aparece sem a fase χ. Fase austenita secundária (γ 2 ) O surgimento da fase γ 2 pode ocorrer em conjunto com a formação de carbonetos, nitretos e da fase σ. O empobrecimento de Cr nas regiões adjacentes a estes precipitados e consequente desestabilização da fase α induz o aparecimento de γ 2. Pode ocorrer também em tratamentos térmicos de envelhecimento na faixa de 600ºC a 800ºC devido ao fato da quantidade de α estável nas temperaturas de trabalho a quente e solubilização não ser a mesma nesta faixa de temperatura, levando, outra vez, a formação de γ 2 a partir da α (Moreno, 16

46 2004). De acordo com Pinto (2001), a fase γ 2 não possuí a mesma composição química da austenita primária, fato este que leva a redução da resistência à corrosão nestas regiões. Fase α Segundo Sahu et al. (2009), Hättestrand et al. (2009) e Weng et al. (2004) a fase α é uma fase rica em Cr que precipita na fase α dos aços inoxidáveis duplex e nos aços inoxidáveis ferríticos na faixa de temperatura entre 300ºC e 550ºC, sendo que o fenômeno é mais acentuado a 475ºC, temperatura que dá nome ao fenômeno de Fragilização à 475ºC. Trata-se de um precipitado com dimensões nanoscópicas que possui distribuição finamente dispersa ao longo da família de planos {001} da fase α (Moreno, 2004). Fontes (2009) afirma que o tamanho das partículas deste precipitado variam entre 2nm a 20nm e que esta fase possui uma grande resistência ao crescimento de suas partículas devido à baixa energia de superfície entre as fases α e α. Os precipitados da fase α possuem estrutura cristalina CCC assim como a fase α. O mecanismo de precipitação desta fase ainda não é conhecido claramente; alguns autores defendem que a fase α surge por nucleação e crescimento, outros sugerem que o que ocorre é a decomposição espinodal da fase α. Neste último caso, o precipitado irá possuir estrutura cristalina coerente com a matriz. A decomposição espinodal é explicada por Hättestrand et al. (2009) como o desenvolvimento gradual de flutuações na composição que eventualmente levam à microestrutura binária α mais α. Weng et al. (2004) sugerem que a fase α rica em Cr surgem na forma de uma microestrutura modulada de uma complexa rede interconectada com crescimento isotrópico nas três direções e que esta morfologia é característica do mecanismo de decomposição espinodal. Weng et al. (2004) também apontam como evidência do mecanismo de precipitação por decomposição espinodal o fato de não ser possível identificar as interfaces entre as fases α e α, mesmo utilizando microscópio eletrônico de transmissão com emissão de campo com aumentos em escala atômica, devido à gradual variação da composição química. Alguns autores apresentam sugestões mais detalhadas esclarecendo que em ligas ricas em Cr a formação de α ocorre pela decomposição espinodal da α e para ligas com teores menores de Cr (abaixo de 17% em peso) o fenômeno ocorre por nucleação e crescimento do precipitado (Moreno, 2004). A Figura 3.7 ilustra esquematicamente a imiscibilidade do Cr no Fe separada em duas regiões. 17

47 Figura 3.7: Região de imiscibilidade do Cr no Fe com distinção entre as regiões em que a precipitação ocorre por decomposição espinodal (1) ou por nucleação e crescimento (2). Fonte: Hättestrand et al., Conforme está ilustrado na Figura 3.7, a região 01, mais ao centro, é referente à precipitação por decomposição espinodal; a região 02, na periferia, é referente à precipitação por nucleação e crescimento. Hättestrand et al. (2009) sugerem que a temperatura na qual a transformação ocorre possui influência no mecanismo de transformação (Figura 3.7); em seus trabalhos, tratamentos térmicos nas temperaturas de 450ºC e 500ºC foram realizados em amostras recozidas e indicam que a transformação ocorreu por decomposição espinodal da fase α na temperatura de 450ºC e nucleação e crescimento na temperatura de 500ºC. Hättestrand et al. (2009) também investigaram o efeito do trabalho a frio no mecanismo de precipitação da fase α e constatou que a densidade de discordâncias no material influencia o mecanismo de transformação. Seus resultados mostram que em amostras deformadas 15% e envelhecidas a 500ºC por 3h não se pode verificar a presença da fase α, diferentemente do ocorrido em uma amostra sem deformação e envelhecida nas mesmas condições e que a fase α foi identificada e o mecanismo de precipitação foi constatado ser nucleação e crescimento. Já em amostras deformadas 15% e envelhecidas a 500ºC por tempos prolongados, a fase α se fez presente e o mecanismo de precipitação foi decomposição espinodal. O que indica que o estado de deformação do material altera a temperatura de transição entre decomposição espinodal e nucleação e crescimento. Trabalhos apresentados por Fontes (2009) consideram que os dois mecanismos podem acontecer simultaneamente e também relatam que o estado do material no que diz respeito à deformação plástica também influencia. De acordo com Fontes (2009) o aumento na densidade de discordâncias devido ao encruamento do material forma uma 18

48 condição favorável à decomposição espinodal, conforme também descrito por Hättestrand et al. (2009). A seção do diagrama de equilíbrio Fe-Cr-Ni (Figura 3.8) apresentado por Moreno (2004) mostra a imiscibilidade de Cr no Fe a temperaturas inferiores a 650ºC, o que leva a formação das fases α e R. Figura 3.8: Seção do diagrama de equilíbrio do sistema Fe-Cr-Ni. Fonte: Nilsson, O surgimento da fase α pode fazer com que o aço inoxidável duplex experimente acentuadas alterações em suas propriedades mecânicas. Entre elas, o aumento do limite de escoamento, do limite de resistência à tração e da dureza; também ocorre redução no percentual de alongamento, na resistência à corrosão e na tenacidade ao impacto na temperatura ambiente (IMOA, 2009; Fontes, 2009). A Figura 3.9 ilustra o diagrama de precipitação isotérmico da liga UNS S31803 (IMOA, 2009). Figura 3.9: Diagrama de precipitações isotérmicas para o aço UNS S31803 (classe 2205) recozido a 1050ºC. Fonte: IMOA,

49 Conforme ilustrado na Figura 3.9, em tratamentos térmicos na temperatura de 475ºC com tempos de exposição inferiores a duas horas, o efeito da fase α é percebido somente pelo aumento da dureza do aço. Mas quando os tempos de exposição ao tratamento térmico são superiores a duas horas o efeito da fase α é detectável também pela perda de tenacidade ao impacto do material (IMOA, 2009). A Figura 3.10 reforça o exposto acima mostrando os resultados obtidos por Silva et al. (2009) onde um aço inoxidável duplex UNS S31803 foi envelhecido a 425ºC em vários tempos de exposição. Temperatura esta escolhida por Silva et al. (2009) por ser abaixo da temperatura em que a cinética de transformação é mais rápida. Logo, a precipitação da fase α ocorre mais lentamente, permitindo observações mais detalhadas da sua evolução. Figura 3.10: Energia absorvida ao impacto e dureza Rockwell C em função do tempo de envelhecimento para um aço UNS S31803 envelhecido a 425ºC. Fonte: Silva et al., Medidas da dureza e de energia absorvida ao impacto foram realizadas para cada tempo de envelhecimento e estão apresentadas no gráfico da Figura Os resultados sugerem que para tempos de envelhecimento menores somente é verificado o aumento da dureza, mas a partir de um determinado tempo de envelhecimento percebe-se um acentuado decréscimo na energia absorvida ao impacto (Silva et al., 2009). Chandra et al. (2010) também realizaram ensaios de tenacidade ao impacto e de microdureza da fase ferrita em um aço inoxidável duplex UNS S31803 envelhecido com objetivo de relacionar o efeito da fase α com estas propriedades. Os seus resultados indicam que a dureza da fase α inicialmente aumenta rapidamente e depois segue numa taxa de endurecimento menos acentuada. Já a energia absorvida decresce também muito rapidamente, convergindo para um mesmo valor em todos os experimentos. 20

50 É importante ressaltar que o efeito da fase α é menos agressivo aos aços inoxidáveis duplex quando comparado ao mesmo efeito nos aços inoxidáveis ferríticos, devido ao fato de também estar presente a fase γ nos aços duplex (IMOA, 2009). Trabalhos neste sentido mostram que a fração volumétrica de γ e a sua distribuição influenciam na redução da tenacidade ao impacto de aços inoxidáveis duplex. Yang et al. (2009) avaliaram o efeito de tratamentos térmicos a 475ºC na queda da tenacidade ao impacto de aços inoxidáveis duplex com diferentes níveis de redução de área por forjamento. Os resultados do seu trabalho indicam que os aços que tiveram maior redução de área por forjamento, com consequente redução do tamanho e distribuição mais homogênea dos grãos de γ sofreram menor queda na tenacidade ao impacto após envelhecimento. Já Hättestrand et al. (2009) mostraram que as alterações na dureza da fase α dependem do mecanismo de precipitação em que estas alterações são negligenciáveis se a precipitação ocorrer por nucleação e crescimento da fase α. IMOA (2009), também afirma que a fragilização devido à formação de precipitados de α não ocorre durante processos de fabricação devido a sua formação em baixas temperaturas e em relativamente longos períodos de tempo de exposição. Mas a sua formação limita a utilização destes aços no que diz respeito às temperaturas de uso. Fontes (2009) considera que a detecção da fase α é algo muito difícil devido ao pouco contraste e a similaridade microestrutural entre o precipitado α e a matriz α, podendo ser analisada somente através de microscopia eletrônica de transmissão. A Figura 3.11 ilustra imagens de precipitados α obtidas através de microscopia eletrônica de transmissão por Sahu et al. (2009) na forma de agulhas. Os precipitados α foram observados na fase α de um aço inoxidável duplex UNS S31803 após tratamento térmico a 475ºC por 100h. Figura 3.11: Imagens de MET de (a) precipitados na forma de agulhas da fase α nos grãos de α, (b) mesmo grão observado na condição de difração g = [0 ], (c) maior aumento dos precipitados em (b) e (d) espalhamento difuso na mesma área B = [351] de um aço inoxidável duplex UNS S Fonte: Sahu et al.,

51 Hättestrand et al. (2009) e Weng et al. (2004) também utilizaram microscopia eletrônica de transmissão e microscopia eletrônica de transmissão com emissão de campo, respectivamente, para visualizar a fase α. Os seus resultados são similares evidenciando que a quantidade de precipitados é tão grande e sua distribuição tão complexa que a fase α apresenta aspecto rugoso, similar a superfície de uma laranja, como pontua Weng et al. (2004). Outro aspecto observado por ambos os autores é a ausência de interface devido ao mecanismo de transformação, decomposição espinodal. A Figura 3.12 ilustra imagens obtidas por ambos os autores que evidencia a presença a fase α. (a) (b) Figura 3.12: Interface entre as fases α e γ. A fase α, ou δ (notação utilizada por Weng et al., 2004 para designar a fase ferrita) apresenta aspecto rugoso devido a presença da fase α em ambas as imagens. Fonte: (a) Hättestrand et al., 2009 e (b) Weng et al., Devido aos fatos citados acima, técnicas investigativas indiretas são propostas levando em conta as propriedades distintas das fases α e α. De acordo com Moreno (2004), a fase α é uma fase paramagnética que está envolvida por uma fase magnética, a α. Em aços inoxidáveis ferríticos a análise da decomposição da α a 475ºC pode ser realizada a partir das propriedades magnéticas das fases α e α empregando-se espectroscopia Mössbauer. Técnica que também é utilizada para detecção de martensita α magnética em aços inoxidáveis austeníticos cuja matriz é paramagnética (O Sullivan, 2002). Mas nos aços inoxidáveis duplex a presença da fase γ paramagnética dificulta a detecção da fase α (Moreno, 2004). Fontes (2009) afirma que a partir de análises termogravimétricas da alteração na temperatura de Curie devido ao enriquecimento da fase α em Fe é possível avaliar o grau de evolução da decomposição da fase α. Newell (1946) ainda considera que a fase α pode ser solubilizada através de tratamentos térmicos à temperatura de 582ºC por cinco horas. 22

52 Fase G Segundo Moreno (2004), a fase G é um siliceto complexo que apenas se identifica por difração de raios X. A formação da fase G parece ser sensível a presença de átomos de Si, o que está associado à necessidade de certo tempo de incubação para que ocorra a difusão do Si na α. Isto explica os elevados tempos de envelhecimento necessários para que seja possível a detecção desta fase. A fase G também possui efeito degradante na tenacidade ao impacto dos aços inoxidáveis duplex Soldabilidade As ligas de aço inoxidável duplex da primeira geração possuíam limitações quanto ao uso quando se tratava de componentes soldados. Os principais problemas quanto à soldabilidade estavam relacionados ao balanço de fases obtido na região da solda. Devido às altas taxas de resfriamento impostas ao componente, a fração volumétrica de α que se formava na zona termicamente afetada (ZTA) era maior que o desejável. Com isso, o componente geralmente apresentava perda de tenacidade na ZTA. Outro problema era que a ZTA também perdia resistência à corrosão (Charles, 1991 e IMOA, 2009). A questão da soldabilidade veio a ser solucionada a partir do momento em que as técnicas de produção da liga foram aperfeiçoadas. Permitindo assim um controle mais preciso da composição química principalmente no que diz respeito à possibilidade de se adicionar e controlar o teor de N (Charles, 1991 e IMOA, 2009). O N possui papel bastante importante nos aços inoxidáveis duplex quanto a diversos aspectos, conforme já foi citado, entre eles o melhoramento da soldabilidade. Este elemento possibilita que a fração volumétrica de α e γ na zona fundida (ZF) e na ZTA sejam aproximadamente iguais à fração volumétrica destas fases no metal de base. Com isso, as alterações quanto ao comportamento mecânico do componente devido à soldagem não são representativas. Além disso, o N contribui para que não ocorra redução na resistência à corrosão da ZTA pela soldagem (IMOA, 2009). IMOA (2009), também afirma que a maioria dos problemas relacionados à soldabilidade dos aços inoxidáveis duplex estão ligados ao desempenho do componente durante seu uso e não a problemas que surgem durante o processo de soldagem, como é o caso do trincamento à quente nos aços inoxidáveis austeníticos, por exemplo. 23

53 Um dos pontos que deve ser observado para garantir boa soldabilidade destas ligas está relacionado ao teor de N que não deve ser inferior a 0,14% em peso (Charles, 1991; IMOA, 2009). Quanto ao procedimento de soldagem em si, não há muita diferença para a soldagem de outras ligas de aços inoxidáveis. O que deve ser observado é que, a junta a ser soldada deve ser adequadamente limpa; não se deve fazer pré-aquecimento para não precipitar fases deletérias e o resfriamento a partir dos 1000ºC deve ser feito em elevadas taxas também para evitar o surgimento de precipitados (IMOA, 2009) Resistência à corrosão O termo corrosão metálica abrange todas as interações de um metal ou liga (sólido ou líquido) com seu ambiente, independentemente do fato disto ocorrer deliberadamente e benéfica ou acidentalmente e deletéria. Corrosão também tem sido definida como uma deterioração indesejável de um metal ou liga, isto é, uma interação do metal ou liga com seu ambiente que afeta negativamente as propriedades do metal que devem ser preservadas (Sheir et al., 1994). De acordo com Senatore et al. (2007) a resistência à corrosão de um metal está associada com a capacidade que este metal possui de passivar e se manter nesta condição no ambiente em que está exposto. Nos aços inoxidáveis austeníticos e ferríticos os elementos de liga estão distribuídos em uma única fase, esta condição faz com que o material apresente resistência à corrosão bastante homogênea. Mas, no caso dos aços inoxidáveis duplex ocorrem diferenças na resistência à corrosão entre as fases presentes. Neste caso a resistência à corrosão da liga será determinada como sendo a resistência à corrosão da fase que é mais sensível ao meio. Os aços inoxidáveis duplex apresentam boa resistência à corrosão na maioria dos meios em que os aços inoxidáveis austeníticos são utilizados, além de existirem algumas exceções em que os aços inoxidáveis duplex são notadamente superiores. Os altos teores de Cr possibilitam resistência à corrosão em meios ácidos oxidantes e os teores de Mo e Ni são suficientes para que a liga exiba resistência à corrosão em meios moderadamente ácidos redutores (IMOA, 2009). Segundo IMOA (2009) e Senatore et al. (2007), os relativamente altos teores de Cr, Mo e N atribuem às ligas duplex boa resistência à corrosão por pites induzidos por cloretos. Além disso, a microestrutura duplex destes aços representa uma potencial vantagem em condições de corrosão sob tensão em ambiente contendo cloretos. IMOA (2009), afirma que aços 24

54 inoxidáveis duplex contendo entre 25% a 30% de α são mais resistentes à corrosão sob tensão em cloretos que aços inoxidáveis austeníticos como o ABNT 304 ou o ABNT 316. Mas, a fase α presente nos aços inoxidáveis duplex é sensível à fragilização por H. Logo, em meios onde é possível a difusão de átomos de H para o interior do metal, os aços inoxidáveis duplex não apresentam bom desempenho quanto à resistência à corrosão (IMOA, 2009). Quanto à resistência à corrosão em meios ácidos, os aços inoxidáveis duplex apresentam melhor desempenho se comparando a aços inoxidáveis austeníticos com alto teor de Ni quando o meio ácido é oxidante inclusive contendo cloretos. Quando se tratam de meios ácidos redutores, o desempenho dos aços inoxidáveis duplex não são expressivos devido ao fato do Ni contido nestas ligas não ser relativamente alto (IMOA, 2009). Sousa et al. (2008) observaram melhor comportamento da camada passiva de um aço inoxidável duplex UNS S31803 quando comparado com aços inoxidáveis austeníticos tipo ABNT 304 e ABNT 316L e com aços inoxidáveis ferríticos tipo ABNT 444 em condições de acidez com ph variando entre 0, 0 e 4,0 em soluções aquosas de 1M NaCl + 1M HCl. No que diz respeito à resistência à corrosão por pites, um indicativo do desempenho da liga é o PREN, conforme já foi descrito. Mas, além deste indicador, outra forma de avaliar o comportamento da liga quanto ao seu desempenho em meios contendo cloretos é por meio da determinação da temperatura acima da qual a liga irá sofrer corrosão por pites de forma tal que seja visivelmente detectável em um período de exposição de 24h. Esta temperatura é chamada de temperatura crítica de pite (CPT). Quanto maior for o CPT de uma liga maior será a sua resistência à corrosão por pites em meios contendo cloretos. O CPT da liga UNS S31803 é superior ao CPT da liga ABNT 316, por exemplo (IMOA, 2009). Segundo Fontes (2009) a resistência à corrosão por pites de todos os aços inoxidáveis duplex é fortemente comprometida pela presença de precipitados, como por exemplo, a fase α. Este fenômeno ocorre devido ao empobrecimento de Cr e Mo das regiões adjacentes aos precipitados ricos nestes elementos. Terada (2003) e Park et al. (2004) ainda acrescentam que as regiões empobrecidas em Cr devido à formação de precipitados não são apenas suscetíveis à dissolução anódica como também sofrem degradação da estabilidade do filme passivo. Mais detalhes sobre diferentes aspectos relacionados à resistência à corrosão de aços inoxidáveis duplex podem ser encontrados na tese de doutorado de Cândido (1996) e nos trabalhos de Cândido et al. (2011) e Oliveira et al. (2008). 25

55 3.2. O Fenômeno de Fadiga A ASTM (American Society for Testing and Materials) define fadiga como uma progressiva, localizada e permanente alteração estrutural que ocorre em materiais submetidos a repetidas ou flutuantes deformações ou tensões nominais normalmente inferiores ao limite de escoamento do material em carregamento estático que pode culminar em trincas ou completa fratura após um número suficiente de flutuações (ASTM E 1823/96). Stephens et al. (2001) explicam detalhadamente o significado de palavras chaves presentes na definição de fadiga da Norma ASTM apresentada acima. Segundo eles, a palavra, progressiva implica que o processo de fadiga ocorre ao longo do tempo ou uso. A falha por fadiga é catastrófica e sem aviso prévio, no entanto o mecanismo envolvido pode ter sido iniciado junto com a utilização do componente muito tempo antes da falha. Em seguida, a palavra localizada indica que a degradação por fadiga acontece em pontos específicos e não em todo o componente ou estrutura. A palavra permanente indica que, uma vez ocorrido alterações por fadiga, o processo é irreversível. A palavra flutuante implica que o processo de fadiga envolve tensões ou deformações cíclicas. A palavra fratura indica que o último estágio do processo de fadiga é a separação do componente em duas ou mais partes. Os danos por fadiga são causados pela simultânea ação de tensões cíclicas, tensões trativas e deformação plástica. A deformação plástica localizada resultante das tensões cíclicas é responsável pela nucleação de trincas e as tensões trativas pelo crescimento destas trincas até que elas atinjam um tamanho que exceda o comprimento crítico, portanto, a tenacidade à fratura do material e o componente entre em colapso. Se qualquer uma das três condições não estiverem presentes o componente não irá sofrer degradação por fadiga (ASM HANDBOOK VOL. 19, 1996). Barsom e Rolfe (1987) concordam com o conceito de fadiga descrito acima afirmando que a degradação de um componente por fadiga acontece quando este componente está submetido a uma condição de carregamento flutuante. E consideram também que apesar da magnitude do carregamento imposta ao componente, em muitos casos, ser inferior ao limite de escoamento do material, tensões em elevadas magnitudes se desenvolvem em regiões de concentração de tensões, principal fator que acelera a degradação por fadiga. Condição esta que leva à deformação plástica localizada com subsequente nucleação e crescimento de trinca por fadiga. Além dos concentradores de tensões, diversos outros fatores também influenciam no comportamento em fadiga de um componente como, características metalúrgicas, histórico de carregamento e condições ambientais em que o componente está inserido. 26

56 De acordo com Godefroid et al. (2012), a maior parte dos componentes estruturais está submetida à carregamentos alternados ao longo do tempo. Sendo que exemplos de aplicações onde esta condição é comum são componentes de aviões e veículos, pontes, equipamentos para movimentação de terra, eixos de máquinas, bombas e muitos outros. Quanto ao histórico de carregamento sofrido pelo componente, pode haver variação entre uma condição muito simples como a flutuação de tensão senoidal com amplitude e frequência constantes (Figura 3.13-a) até uma condição totalmente aleatória no que diz respeito à flutuação da tensão e a frequência dos ciclos (Figura 3.13-b) (Barsom e Rolfe, 1987; Godefroid et al., 2012). (a) (b) Figura 3.13: Flutuação de tensão senoidal com amplitude e frequência constantes (a) e flutuação de tensões com amplitude e frequência aleatórias (b). Fonte: Callister et al., A partir da Figura 3.13-a, os principais parâmetros para caracterização do carregamento podem ser obtidos, sendo eles: a tensão máxima (σ máx ), a tensão mínima (σ mín ), a tensão média (σ m ), a faixa ou intervalo de tensões (Δσ), a amplitude de tensões (σ a ) e razão (R) entre as tensões mínimas e máximas (Godefroid et al., 2012; Callister et al., 2012). Valores de R iguais a -1 ou 0 são comumente utilizados como parâmetro para obtenção de propriedades de fadiga. Quando R = - 1 tem-se uma condição de carregamento chamada completamente reversa e a σ mín = - σ máx. E quando R = 0 tem-se uma condição de carregamento chamada tensão pulsante e σ mín = 0 (Stephens et al., 2001) Mecanismo de falha por fadiga Segundo ASM HANDBOOK VOL. 19 (1996) o processo de falha por fadiga pode ser dividido em cinco estágios distintos: Deformação plástica cíclica antes da nucleação de microtrincas. Nucleação de uma ou mais microtrincas. 27

57 Crescimento ou coalescência das microtrincas para formar uma ou mais macrotrincas. Propagação de uma ou mais macrotrincas. Falha final. Schijve (2001) considera que estes cinco estágios podem ser agrupados em dois períodos distintos, o período de iniciação de trinca e o período de crescimento de trinca por fadiga. Estes diferentes períodos podem ser tecnicamente considerados como etapas distintas do processo de falha por fadiga devido ao fato de que as condições que influenciam a nucleação de microtrincas normalmente não possuem nenhuma influência no mecanismo de crescimento ou propagação de trincas. Logo, esta divisão se faz devido aos diferentes parâmetros que influenciam na evolução de cada um deles. A Figura 3.14 mostra como os estágios do processo de degradação por fadiga apresentados por ASM HANDBOOK VOL. 19 (1996) estão distribuídos nos dois períodos definidos por Schijve (2001) e quais propriedades dos materiais quanto à Mecânica de Fratura são determinantes em cada um destes períodos. Figura 3.14: Relações entre estágios e períodos da vida em fadiga e fatores relevantes. Fonte: Schijve, Conforme pode ser observado na Figura 3.14, além da divisão dos estágios relacionados à degradação por fadiga em períodos distintos, o fator de concentração de tensões (K t ) 1 possui papel importante nos mecanismos de deformação plástica localizada, nucleação e crescimento de microtrincas enquanto que, o fator de intensidade de tensões (K) 2, que se desenvolve na ponta da trinca, será determinante no crescimento de trincas. A falha completa do componente 1 Fator de Concetração de Tensões (K t ) é uma medida do grau segundo o qual uma tensão externa é amplificada na extremidade de uma trinca (Callister et al., 2012). 2 Fator de Intensidade de Tensões (K) está relacionado à tensão aplicada e ao comprimento da trinca (Callister, 2002). 28

58 irá ocorrer quando a trinca atingir tamanho tal que ultrapasse a tenacidade à fratura (K C ) 3 do material (Schijve, 2001; ASM HANDBOOK VOL. 19, 1996). Deformação plástica cíclica antes da nucleação de microtrincas Mesmo em componentes livres de concentradores de tensões, entalhes ou inclusões como corpos de prova lisos empregados em ensaios laboratoriais, microtrincas podem nuclear devido à suficiente amplitude de deformação plástica cíclica. Esta deformação plástica microscópica é limitada a um pequeno número de grãos do material e ocorre preferencialmente na superfície exatamente por possuir um dos lados livres ou em contato com o meio (Schijve, 2001). Quando uma discordância emerge na superfície, um degrau de deslizamento com dimensão de um vetor de Burgers 4 se forma. Se houver um carregamento inverso perfeito, este degrau seria anulado, mas devido ao fato de muitos planos de deslizamento estar ativos, isto praticamente não acontece. Schijve (2001), ainda completa que este degrau na superfície irá interagir rapidamente com o meio, oxidando, por exemplo. Isto impede que o deslizamento na direção contrária aconteça neste mesmo plano, normalmente sendo forçado a ocorrer num plano adjacente. O acúmulo destes degraus de deslizamento em uma região localizada leva à severa alteração da rugosidade e a formação das chamadas intrusões e extrusões (ASM HANDBOOK VOL. 19, 1996). A Figura 3.15 ilustra esquematicamente intrusões e extrusões na superfície de um componente metálico que sofreu deformação plástica cíclica. Figura 3.15: Intrusões (vales) e extrusões (picos) que se formaram na superfície de um metal após deformação plástica cíclica. Fonte: Stephens et al., Tenacidade à Fratura (K c ) resistência oferecida à propagação instável de uma trinca presente no material (Callister et al., 2012). 4 Vetor de Burgers é a magnitude e a direção da distorção da rede cristalina associada a uma discordância (Callister et al., 2012). 29

59 As intrusões e extrusões podem ser definidas como sucessivos vales e picos microscópicos que se formam na superfície do material em regiões favoráveis à deformação inelástica cíclica. São concentradores de tensão e por este motivo, caracterizam sítios para a nucleação de trincas (Stephens et al., 2001). Um mecanismo simples descrito por Cottrell e Hull (1957) apresentado na Figura 3.16 ilustra a formação de uma intrusão e uma extrusão a partir de dois planos de deslizamento que se interceptam. Figura 3.16: Modelo Cottrell-Hull para formação de intrusões e extrusões a partir de dois planos de deslizamento ativos que se interceptam. Fonte: ASM HANDBOOK VOL. 19, Conforme a Figura 3.16 ilustra, inicialmente o componente possui superfície plana (Figura 3.16-a). Mas ao ser carregado, primeiramente o plano um desliza e em seguida o plano dois, formando degraus na superfície do corpo (Figura 3.16-b e 3.16-c). Quando o carregamento tem seu sentido invertido, os planos um e dois deslizam no sentido contrário, formando uma intrusão e uma extrusão, respectivamente (Figura 3.16-d e 3.16-e) (ASM HANDBOOK, 1996). Thompson et al. (1973), introduziram o termo banda de deslizamento persistente após analisarem corpos de prova lisos de uma liga Cu-Ni. Estes corpos de prova foram inicialmente submetidos a um carregado cíclico. Análises da superfície permitiram identificar a presença de bandas de deslizamento. Em seguida, os corpos de prova foram polidos novamente para remover as bandas de deslizamento identificadas em suas superfícies e submetidos a carregamentos cíclicos novamente. Uma segunda análise da superfície mostrou que as bandas de deslizamento surgiram novamente no mesmo lugar, daí o emprego do termo persistente. Segundo Stephens et al. (2001), a deformação plástica em bandas de deslizamento produz 30

60 alterações na rugosidade superficial, ou seja, a formação de intrusões e extrusões que, por sua vez, caracterizam sítios para nucleação de trincas. Este fenômeno é geral para todos os metais. Rugosidade superficial em regiões localizadas ocorre devido ao fato de certas regiões serem ou se tornarem mais macias do que outras. Durante a deformação plástica cíclica, um ciclo de endurecimento ou amolecimento pode ocorrer. Ligas monofásicas recozidas normalmente endurecem enquanto que ligas trabalhadas a frio amolecem (ASM HANDBOOK VOL. 19, 1996). A remoção das bandas de deslizamento persistente da superfície de um componente ou corpo de prova aumenta sua vida em fadiga. Este fato atesta que a iniciação do processo de degradação por fadiga geralmente é um fenômeno superficial, logo as condições superficiais e o ambiente em que o componente se encontra possuem papel relevante na vida em fadiga deste (Stephens et al., 2001). Nucleação de microtrincas De acordo com ASM HANDBOOK VOL. 19 (1996) e Stephens et al. (2001), tem sido observado que a nucleação de trincas por fadiga se dá em bandas de deslizamento, em contornos de grãos, em partículas de segunda fase, em inclusões ou nas interfaces de partículas de segunda fase com a matriz. O mecanismo que levará à nucleação da trinca será aquele que for mais viável de ocorrer do ponto de vista energético. ASM HANDBOOK VOL. 19 (1996) ainda sugere que durante a deformação plástica cíclica, discordâncias tanto emergem na superfície quanto se acumulam empilhando-se em obstáculos. Se as discordâncias emergem continuamente na superfície mais rapidamente que empilham em obstáculos então microtrincas irão surgir na região central da superfície de grãos devido à bandas de deslizamento que se formaram nestes pontos e eventualmente se tornaram trincas. Muitos tipos de obstáculos podem causar o empilhamento de discordâncias durante carregamento cíclico, incluindo contornos de grãos, inclusões, filmes óxidos e fronteiras entre domínios. O empilhamento de discordâncias resulta no aumento da energia de deformação plástica. Quando a densidade de energia de deformação excede a duas vezes a energia livre de superfície, uma condição de instabilidade ocorre e favorece energeticamente a nucleação de microtrincas (ASM HANDBOOK VOL. 19, 1996). Segundo ASM HANDBOOK VOL. 19 (1996), o modo em que inclusões influenciam na nucleação de trincas pode ser pelo trincamento inicial da inclusão e seu prolongamento 31

61 para a fase matriz. O tamanho das inclusões possui papel determinante no mecanismo de nucleação de trincas por fadiga. A deformação plástica crítica para iniciar uma microtrinca está relacionada com a sensibilidade ao entalhe do material. Se o material é altamente sensível ao entalhe, então somente uma pequena intrusão ou extrusão é suficiente para nuclear uma microtrinca por fadiga (ASM HANDBOOK VOL. 19, 1996). Propagação e coalescimento de microtrincas Saber exatamente a partir de que momento uma trinca que nucleou começa a crescer é algo relativamente difícil de determinar devido ao fato de que uma microtrinca eventualmente já iniciou o processo de crescimento ou de coalescimento antes de alcançar um tamanho tal que possa ser detectável (ASM HANDBOOK VOL. 19, 1996). De acordo com ASM HANDBOOK VOL. 19 (1996), o número de microtrincas que se formam durante o processo de fadiga depende da amplitude de tensões ou deformações cíclicas na qual o componente está sujeito. Se a amplitude for elevada muitas microtrincas irão surgir e o mecanismo de crescimento delas será por coalescência pelos contornos de grãos. Quando a amplitude é relativamente baixa o crescimento de microtrincas individuais é dominante. Schijve (2001) argumenta que uma microtrinca contribui para uma distribuição heterogênea de tensões a nível microscópico com um concentrador de tensões em sua ponta. O resultado disto é que mais de um sistema de deslizamento poderá ser ativado. Além disso, se a trinca está crescendo para dentro do material na direção dos grãos adjacentes, ocorrerá uma crescente restrição ao deslocamento dos sistemas de deslizamento devido à presença de contornos de grãos. A taxa de crescimento de trinca sofre acentuada influência da presença de contornos de grãos quando o seu comprimento é inferior a 150μm. À medida que a trinca atinge um comprimento crítico, a influência dos contornos de grãos na taxa de crescimento torna-se inexistente, conforme está ilustrado na Figura 3.17 (Schijve, 2001). Simultaneamente a este fenômeno uma dificuldade crescente em acomodar o deslocamento dos sistemas de deslizamento em somente um único sistema de deslizamento, ou seja, em planos cristalográficos paralelos irá ocorrer. Isto deve ocorrer em planos de deslizamento em diferentes direções. A direção do crescimento da microtrinca irá então ser alterada em relação à orientação da banda de deslizamento inicial. 32

62 Figura 3.17: Efeito do contorno de grão no crescimento de uma trinca em uma liga de alumínio. Fonte: Schijve, Geralmente o crescimento da microtrinca nestas condições possui tendência a ser perpendicular à direção de carregamento (Figura 3.18) (Schijve, 2001). Figura 3.18: Desvio da direção do crescimento de uma microtrinca. Transição entre os estágios I e II de crescimento de trinca. Fonte: Schijve, Propagação de macrotrincas De acordo com ASM HANDBOOK VOL. 19 (1996), a partir do momento em que uma trinca por fadiga atinge um comprimento de alguns milímetros, o parâmetro que irá governar a sua propagação será a amplitude do fator de intensidade de tensões (ΔK) da Mecânica de Fratura Linear Elástica. ΔK este que se desenvolve na ponta da referida trinca e pode ser descrito matematicamente pela Equação

63 (3.5) Onde Δσ é a diferença entre a tensão máxima e a tensão mínima, ɑ é o comprimento da trinca superficial ou metade do comprimento da trinca interna e f(g) é uma função da geometria, das condições de carregamento e da taxa de crescimento de trinca do corpo de prova. Ainda conforme ASM HANDBOOK VOL. 19 (1996), a taxa de propagação de trinca por fadiga (dɑ/dn) versus ΔK é tipicamente apresentada em um gráfico com escalas logaritmas tanto na ordenada quanto na abscissa conforme ilustra a Figura Figura 3.19: Taxa de propagação de trinca por fadiga em função do fator de intensidade de tensões. Fonte: ASM HANDBOOK VOL. 19, Conforme pode ser observado na Figura 3.19 o crescimento de trinca por fadiga possui comportamentos que podem ser caracterizados em três regimes distintos. A região um é característica por conter a amplitude do fator de intensidade de tensões limiar (ΔK th ) que representa um valor de ΔK na qual abaixo dele a trinca não propaga. Além disso, nesta região dɑ/dn aumenta acentuadamente com o aumento do ΔK a partir do valor do ΔK 0 até estabelecer um regime que obedece a relação de Paris. Outro parâmetro que influência no valor do ΔK 0 é o fechamento da trinca. Conceito apresentado inicialmente por Elber que estabelece que, para valores de ΔK relativamente grandes, deformações plásticas do material na ponta da trinca impõem tensões compressivas na inversão do ciclo de carregamento, 34

64 causando o fechamento da trinca antes das tensões trativas atingirem o valor zero (ASM HANDBOOK VOL. 19, 1996). Segundo ASM HANDBOOK VOL. 19 (1996), a região dois é uma região intermediária em que a dɑ/dn obedece a Relação de Paris descrita pela Equação 3.6. (3.6) Onde C e n são constantes. Por último, a região três que é característica por apresentar altos valores de dɑ/dn onde um fator de intensidade de tensões máximo (K max ) aproxima-se de um valor crítico (K c ) para a falha estática (ASM HANDBOOK VOL. 19, 1996) Ensaios de fadiga De acordo com Schijve (2001), ensaios de fadiga são realizados por diversos motivos. Os objetivos de engenharia são a determinação das propriedades em fadiga de materiais, juntas, estruturas e comparações entre diferentes situações. Já pesquisadores realizam ensaios de fadiga para compreensão do fenômeno de fadiga e suas variáveis. A realização de ensaios de fadiga normalmente demanda em disponibilidade de significante infraestrutura, como sofisticados equipamentos para realização dos ensaios além de tempo. Por este motivo estes ensaios são relativamente caros se comparados com simples ensaios para determinar várias outras propriedades mecânicas. Desta forma, para que recursos e tempo não sejam gastos desnecessariamente, um cuidadoso planejamento do programa de ensaios, dos procedimentos experimentais e da avaliação dos resultados é necessário. No que diz respeito aos equipamentos necessários para realização de ensaios de fadiga, quando se pretende realizar ensaios com controle de tensão com carregamento completamente reverso, uma máquina de ensaios com carregamento por flexão-rotativa é suficiente. Mas, quando é necessário fazer ensaios de fadiga com controle de tensão empregando-se tensões médias diferentes de zero ou quando o parâmetro de controle dos ensaios será a deformação então é preciso ter disponível uma máquina de ensaios de fadiga servo-hidráulica com carregamento axial, conforme configuração ilustrada esquematicamente na Figura Este equipamento não se limita a um equipamento capaz de submeter um corpo de prova a tensões ou deformações cíclicas. Trata-se de uma significante infraestrutura composta 35

65 por um computador para configuração dos parâmetros dos ensaios, realização de comandos de execução e leitura de resultados. Um sistema de conversão de sinais analógico para digital e digital para analógico, um controlador digital que emite os comandos do computador para máquina de ensaios e recebe os dados produzidos durante a realização dos ensaios e um sistema de armazenamento destes dados. A máquina propriamente dita é composta por um sistema servo-hidráulico, que permite a alternância de sentido de carregamento em frequências de até 100Hz, células de carga e os fixadores do corpo de prova (Lee et al., 2005). Figura 3.20: Diagrama esquemático do layout para realização de ensaios de fadiga com controle de deformação. Fonte: Lee et al., Para a realização dos ensaios de fadiga com controle de deformação ainda se faz necessário o uso de um extensômetro (Figura 3.20). Entre os diversos extensômetros existentes há os extensômetros axiais que medem alterações ao longo do comprimento de um corpo de prova (MTS, 2009). O extensômetro empregado deve ter capacidade de medir adequadamente as deformações sofridas pelo corpo de prova e permitir o controle entre limites constantes de deformações (ASTM E ). No que diz respeito aos corpos de prova utilizados para realização de ensaios de fadiga a Norma ASTM E regulamenta as geometrias, dimensões e acabamento superficial destes para realização de ensaios de fadiga com controle de tensão. Quando os ensaios de fadiga serão controlados por deformação, a Norma ASTM E estabelece as geometrias, dimensões e acabamento superficial dos corpos de prova. Os corpos de prova empregados em ensaios de fadiga com controle de tensão possuem geometria que pode variar entre aqueles com seção circular ou seção retangular. Além disso, há corpos de prova com seção contínua 36

66 ao longo de um determinado comprimento ou com raio contínuo entre as extremidades. Segundo a Norma ASTM E o tipo de corpo de prova a ser usado irá depender do programa de ensaios, tipo e capacidade do equipamento utilizado para realização dos ensaios e na forma em que o material é avaliado. A Norma ASTM E também estabelece todas as relações existentes entre as dimensões dos corpos de prova, além de outras condições para realização dos ensaios. A Figura 3.21 ilustra diversos modelos de corpos de prova para ensaios de fadiga com controle de tensão. Figura 3.21: Corpos de prova para ensaios de fadiga com controle de tensão. Fonte: ASTM E Fadiga com controle de tensão A metodologia proposta por Wöhler em meados do século XIX consiste da obtenção de uma curva tensão versus número de ciclos até a falha, também chamada de curva S-N. Para tal, corpos de prova são submetidos a um carregamento cíclico com limites máximos e mínimos fixos até que ocorra sua ruptura. Este processo é repetido em outros corpos de prova na mesma razão de tensão, mas com diferentes valores de cargas máximas e mínimas. Os resultados dos ensaios irão compor a curva S-N. Onde S, no eixo das ordenadas, é a tensão nominal aplicada aos corpos de prova, sendo normalmente a amplitude de tensões ou a tensão máxima e N, no eixo das abscissas, é o número de ciclos até a fratura do corpo de prova (Barsom e Rolfe, 1987, Stephens et al., 2001 e Godefroid et al., 2012). De acordo com Lee et al. (2005), quando a curva S-N é gerada considerando o logaritmo da tensão nominal em função do logaritmo do número de ciclos o seu comportamento pode ser descrito pela Equação 3.7. (3.7) 37

67 Onde b é o expoente de resistência à fadiga, S f é o coeficiente de resistência à fadiga e N f é o número de ciclos até a falha. A Equação 3.9, conhecida como relação de Basquin, foi desenvolvida para a curva S-N com escalas logaritmas para os eixos de tensões e números de ciclos e é a equação mais amplamente utilizada para análises de fadiga com abordagem baseada no controle de tensões (Lee et al., 2005). A partir da curva S-N podem ser extraídos diversos parâmetros relacionados ao comportamento em fadiga de um material. O mais importante deles é o limite de fadiga que é definido como o valor de tensão abaixo do qual não ocorrerá à falha por fadiga (Godefroid et al., 2012 e Stephens et al., 2001). A Figura 3.22 apresenta curvas S-N para três ligas. Figura 3.22: Magnitude de tensão em função do logaritmo do número de ciclos até a falha por fadiga para o latão vermelho, uma liga de alumínio e um aço C. Fonte: Callister et al., A curva S-N se torna horizontal a partir de certo número de ciclos para as ligas a base de Fe (principalmente aços baixo e médio carbono) sendo que a tensão correspondente a este ponto é o limite de fadiga. Como pode ser observado na curva para o aço ABNT 1045 da Figura Mas para a maioria das ligas não ferrosas não é possível identificar este comportamento em suas curvas S-N. Neste caso é estabelecido um valor de tensão correspondente à resistência à fadiga para um dado número de ciclos bastante elevado, da ordem de 10 7 a 10 8 ciclos. Também pode se determinar pela curva S-N a vida em fadiga, que corresponde ao número de ciclos até a falha para um dado nível de tensão (Godefroid et al., 2012; Callister, 2007 e Stephens et al., 2001). Segundo Barsom e Rolfe (1987) o número de ciclos sob carregamento flutuante necessários para nuclear uma trinca por fadiga é a vida de nucleação de trinca por fadiga. O número de ciclos necessários para propagar esta trinca até um tamanho crítico é a vida de 38

68 propagação por trinca de fadiga. O somatório dos ciclos destas duas etapas é a vida total em fadiga. Mas não é possível distinguir os estágios de nucleação e crescimento de trinca até a falha pelos resultados expressos na curva de Wöhler uma vez que esta curva representa o número de ciclos até a fratura do corpo de prova. No entanto, Stephens et al. (2001) propõem que, se for considerado uma dimensão específica para o comprimento de uma pequena trinca como sendo a dimensão em que ocorre a transição entre os estágios de nucleação e crescimento de trinca pode-se obter uma curva que expressa o número de ciclos necessários para nuclear uma trinca em função do nível de carregamento aplicado (Figura 3.23). Figura 3.23: Curva de Wöhler esquemática para a vida de nucleação de trinca e a vida de crescimento de trinca até a fratura final. Fonte: Stephens et al., A partir da Figura 3.23 pode ser constatado que o número de ciclos necessários para nuclear uma trinca varia de um pequeno percentual até quase a totalidade da vida em fadiga dependendo do nível de carregamento na qual o corpo de prova está sendo submetido. Baseado no exposto pode-se concluir que, para elevados níveis de carregamento boa parte da vida em fadiga do componente será determinada pelo crescimento da trinca, logo as propriedades do material quanto à tenacidade à fratura são de importância relevante. Já em condições cujo nível de carregamento é moderado, meios que dificultem a nucleação da trinca serão úteis para melhorar expressivamente o comportamento do componente quanto à fadiga (Stephens et al., 2001). Os resultados quanto à vida em fadiga obtidos a partir de ensaios normalmente apresentam alta dispersão devido à heterogeneidade microestrutural e de propriedades do material, além de diferenças na superfície e nas condições de ensaio para cada corpo de prova. Em geral, esta variação nos resultados da vida em fadiga em escala logaritma aumenta à medida que o nível de tensões aplicado diminui. Para se obter resultados confiáveis a partir dos ensaios de fadiga mesmo sob condições inevitáveis de dispersão os ensaios devem ser repetidos para as mesmas condições de carregamento e ferramentas estatísticas devem ser 39

69 aplicadas. Testes com mais de um corpo de prova ensaiado para um mesmo nível de carregamento são chamados de testes com dados repetidos. Testes repetidos são necessários para estimar a variabilidade e a distribuição estatística da vida em fadiga. O número recomendado de corpos de prova e o número de repetições variam dependendo do propósito da curva S-N. O número de corpos de prova recomendado para gerar a curva S-N é de 6 a 12 para desenvolvimento de testes, para testes preliminares e para pesquisa e de 12 a 24 para projetos e testes de confiabilidade. Além do número de corpos de prova é importante considerar o percentual de repetição, termo que indica a porção do número total de amostras testadas que pode ser usado para determinar uma estimativa da variabilidade dos testes repetidos. O percentual de repetição recomendado para vários testes varia de acordo com o propósito dos resultados entre 17 a 33% para testes preliminares e exploratórios até 75 a 88% para testes de confiabilidade de dados (Lee et al., 2005). Lee et al. (2005) apresenta o método descrito pela Sociedade Japonesa de Engenharia Mecânica para obtenção da curva S-N com 50% de confiabilidade utilizando um número mínimo de corpos de prova. A Figura 3.24 ilustra a sequência de testes recomendados por este método e a ordem em que os ensaios são feitos está indicada próximo ao ponto que indica o dado. Figura 3.24: Curva de Wöhler obtida com um número reduzido de corpos de prova. Fonte: Lee et al., Este método requer 14 corpos de prova, sendo que oito deles são utilizados para determinar a região de vida finita em fadiga e seis corpos de prova para determinar o limite de fadiga. Para determinar a vida finita em fadiga os ensaios são realizados em quatro níveis diferentes de tensões, sendo que dois ensaios para cada nível de tensão. Esta parte da curva S- 40

70 N é considerada linear quando escalas logaritmas são empregadas e os dados que a compõem são analisados pelo método dos mínimos quadrados. Os níveis de tensões empregados nos ensaios com os seis corpos de prova utilizados para determinar o limite de fadiga são determinados considerando o método da escada (Lee et al., 2005). É importante mencionar que este método foi descrito por motivos meramente ilustrativos e que não foi empregado nesta pesquisa. Diversos parâmetros podem influenciar os resultados de fadiga com tensão controlada. Entre os principais, pode se citar: tensões médias, microestrutura, tamanho do componente e acabamento superficial. Quanto aos efeitos das tensões médias, quanto maior for o seu valor, menor será a resistência e a vida em fadiga do material (Stephens et al., 2001). A Figura 3.25 ilustra o efeito das tensões médias na curva S-N de um material hipotético. Para tensões médias com valor negativo, ou seja, tensões médias compressivas a curva S-N se apresenta completamente deslocada para a direita e para cima. Isto indica que nestas condições a vida em fadiga do material é maior para qualquer nível de tensões alternadas. À medida que o valor da tensão média empregada aumenta para zero, a curva S-N sofre deslocamento para baixo. A redução da vida em fadiga é mais acentuada quando tensões médias trativas são empregadas. Figura 3.25: Efeito das tensões médias na curva S-N. Fonte: Stephens et al., A Figura 3.25 também evidencia o efeito da redução da vida em fadiga à medida que o valor da tensão média é aumentado por meio da determinação da vida em fadiga para as três condições em um mesmo nível de tensão alternada. A vida em fadiga obtida é maior quando tensões médias compressivas são empregadas, diminui quando o valor da tensão média é aumentado para zero e diminui ainda mais quando o valor da tensão média empregado é maior que zero (Stephens et al., 2001). 41

71 Além das tensões médias, segundo Stephens et al. (2001) a microestrutura do material também influencia fortemente no seu comportamento em fadiga. A composição química, tratamentos térmicos e o trabalho a frio possuem efeitos distintos que afetam diretamente no limite de resistência à tração do material. Alterações no limite de resistência à tração refletem diretamente na resistência a fadiga. Um procedimento que permite fazer comparações parciais do comportamento em fadiga entre materiais é relacionar a resistência à fadiga do material com o limite de resistência à tração. A razão entre a resistência à fadiga e o limite de resistência à tração é chamada de razão de fadiga. A Figura 3.26 ilustra a relação existente entre o limite de resistência à tração com a resistência à fadiga para diferentes aços. Nesta Figura, linhas de razão de fadiga constante com valores de 0,35, 0,5 e 0,6 foram intencionalmente acrescentadas ao gráfico para mostrar a tendência dos resultados experimentais. Figura 3.26: Relações entre a resistência à fadiga (10 7 a 10 8 ciclos) obtida em ensaios de flexão e o limite de resistência à tração para aços ligados e ao carbono. Fonte: Stephens et al., Ainda quando aos efeitos da microestrutura do material no seu comportamento em fadiga, Stephens et al. (2001) afirmam que o uma granulometria refinada promove melhor resistência à fadiga por reduzir deformações localizadas em bandas de deslizamento e por diminuir a taxa de crescimento de trinca devido ao aumento de barreiras que se formam a medida que o número de contornos de grãos aumenta. A anisotropia atribuída ao material devido ao trabalho a frio também melhora a resistência à fadiga se a direção do carregamento cíclico for paralela ou transversal em relação ao sentido de deformação. Isto se deve ao fato de que microtrincas normalmente nucleiam à 45º em relação à direção de carregamento. 42

72 Sendo assim os contornos de grãos alongados pelo trabalho a frio são barreiras eficientes ao crescimento de microtrincas tanto quando a direção do carregamento cíclico é paralela à direção de deformação quanto transversal (Mateo et al., 2003). Já poros ou inclusões possuem efeito negativo quanto ao comportamento em fadiga do material uma vez que estes defeitos caracterizam concentradores de tensões e acabam por se tornar sítios para nucleação de trincas. Quanto ao tamanho do corpo de prova, os resultados de fadiga são independentes do diâmetro ou da espessura quando estes são menores que 10mm. Mas para corpos de prova com diâmetro ou espessura maior que 10mm a resistência à fadiga decresce (Stephens et al., 2001). As condições superficiais dos componentes sob carregamento cíclico possuem importante influência no seu comportamento quanto à fadiga uma vez que é sabido que a maioria das trincas por fadiga nucleia na superfície. Este efeito é mais acentuado em condições de carregamento moderado, uma vez que boa parte da vida em fadiga de auto ciclo é consumida com a nucleação de trincas. Em laboratório os corpos de prova para ensaios de fadiga são lixados, mas a maioria dos componentes de engenharia não possui boa qualidade quanto ao acabamento superficial. Condições que normalmente introduzem ao componente concentradores de tensões que irão acelerar o processo de nucleação de trinca e reduzir a vida em fadiga do componente (Stephens et al., 2001) Aspectos Relevantes quanto ao Comportamento em Fadiga dos Aços Inoxidáveis Duplex Vários trabalhos relacionados ao comportamento em fadiga de aços inoxidáveis duplex têm sido publicados. As áreas de maior interesse têm sido o efeito dos diversos tipos de precipitados que se formam principalmente na fase α na sua resistência à fadiga e os mecanismos de nucleação e crescimento de trinca nas microestruturas bifásicas destes aços. Dentre estes trabalhos, pode-se citar o realizado por Sahu et al. (2012) que investigaram o comportamento de iniciação de trinca por fadiga em um aço inoxidável duplex UNS S31308 envelhecido a 475ºC por 100h. Seus experimentos foram conduzidos em corpos de prova com superfície devidamente preparada para posterior análise a carregamentos cíclicos com amplitude de tensões de 400MPa e 500MPa. Os ensaios de fadiga foram interrompidos após um número preestabelecido de ciclos e análises da superfície dos corpos de prova foram feitas em um microscópio eletrônico de varredura. Os resultados indicam que, sob níveis mais 43

73 baixos de tensões cíclicas, microtrincas nucleiam na fase γ em bandas de deslizamento persistentes que se formam preferencialmente nesta fase. Estas microtrincas crescem até atingir a interface entre as fases α e γ. A interface entre as fases funciona como uma barreira ao crescimento de microtrincas, mas quando são vencidas, as microtrincas propagam em uma maior taxa na fase α fragilizada. Segundo Sahu et al. (2012), quando a tensão cíclica é aumentada para 500MPa, um maior número de microtrincas são observadas nucleando em contornos de maclas na fase γ. Evento este que indica mudança no mecanismo de nucleação de trincas em aços inoxidáveis duplex fragilizados como função da magnitude das tensões cíclicas aplicadas. Alvarez-Armas et al. (2012) também estudaram os mecanismos de crescimento de trincas curtas em um aço inoxidável duplex UNS S31803 após ter sido envelhecido a 475ºC. Neste trabalho os autores consideram tanto o regime de fadiga de baixo ciclo quanto o regime de fadiga de alto ciclo. Da mesma forma que no trabalho de Sahu et al. (2012), corpos de prova com superfície especialmente preparadas para posterior análise foram fabricados e submetidos a carregamentos cíclicos com controle de deformação e com controle de tensão. Condições que representam as condições de fadiga em regime de baixo e de alto ciclo, respectivamente. Os ensaios de fadiga foram interrompidos após um determinado número de ciclos e análises da superfície dos corpos de prova foram feitas com microscópio eletrônico de varredura aplicando-se a técnica por EBSD 5. Seus resultados indicaram que, no regime de fadiga de baixo ciclo, microtrincas nucleiam e propagam no interior dos grãos de α em planos de deslizamento com maior Fator de Schmid 6 ou nucleiam em contornos de grão α/α e propagam para o interior dos grãos, também em planos de deslizamento com maior Fator de Schmid. Já no regime de fadiga de alto ciclo, Alvarez-Armas et al. (2012) observaram trincas nucleando tanto nos contornos de grão da fase α quanto nas interfaces entre as fases α e γ. Strubbia et al. (2012) realizaram um estudo comparativo sobre o comportamento em fadiga de baixo ciclo de dois aços inoxidáveis lean duplex, o aço UNS S32003 e o aço UNS S O foco deste trabalho foi os mecanismos de nucleação e crescimento de trincas curtas e as relações microestruturais que interferem nestes fenômenos. Para a realização da pesquisa, os autores submeteram corpos de prova a carregamento cíclico com controle de deformação e 5 Electron Backscattering Diffraction ou elétrons retroespalhados. Sua detecção no MEV permite analisar aspectos da textura cristalográfica uma vez que os elétrons retroespalhados possuem uma trajetória dentro do cristal que estão amostrando, no seu caminho de volta à superfície, também sofrem difração (Colpaert, 2008). 6 Fator de Schmid é o termo da equação da tensão de cisalhamento resolvida crítica referente ao produto dos cosenos do ângulo entre a normal ao plano de escorregamento e a direção de carregamento e do do ângulo entre a direção de escorregamento e a direção de carregamento (ASM HANDBOOK VOL. 08, 2000). 44

74 fizeram posterior análise da superfície dos corpos de prova e também fizeram análise da estrutura de discordâncias com microscópio eletrônico de transmissão. Seus resultados indicam que o aço UNS S32101 apresentou mais rápida movimentação de discordâncias devido ao fato desta liga não conter Mo em sua constituição. O Mo presente na liga UNS S32003 atua como elemento que eleva a resistência mecânica por solução sólida, dificultando a movimentação das discordâncias. Apesar das tensões necessárias para alcançar certo nível de deformação no aço UNS S32101 ter sido menor que no aço UNS S32003, o primeiro apresentou melhor desempenho em fadiga. Os autores observaram que as trincas nucleiam ao longo de intrusões na fase α em ambas as ligas e que a interface com a fase γ funciona como eficiente barreira na retenção da propagação de microtrincas. Sahu et al. (2009) também estudaram o comportamento em fadiga em baixo ciclo de um aço inoxidável duplex UNS S31803 nas condições recozido e envelhecido a 475ºC por 100h. Seu trabalho mostrou que para menores valores de amplitude de deformação o aço envelhecido apresenta maior vida em fadiga e à medida que a amplitude de deformação aumenta as vidas em fadiga deste aço nas condições envelhecido e recozido convergem devido ao rápido amolecimento cíclico da fase α na condição envelhecido. Sahu et al. (2009) explicam que o aumento da vida em fadiga devido ao envelhecimento para menores valores de amplitude de deformação ocorre devido ao endurecimento da fase α, confinando a deformação na fase γ. Nestas condições a interface entre as fases é o principal mecanismo de retenção de propagação de trincas curtas e, ao ser vencido, a trinca apresenta maior dificuldade em propagar na fase α devido a presença da fase α. À medida que a amplitude de deformação aumenta este mecanismo perde efeito, explicando a convergência dos resultados. Os resultados do seu trabalho também mostraram que o aço inoxidável envelhecido apresenta um rápido e contínuo amolecimento durante a ciclagem em todos os níveis de deformação cíclica. Segundo os autores isto ocorre devido a continua alteração da microestrutura com a dissolução dos precipitados de α em função da deformação sofrida pelo material. Fato que não é observado nos resultados obtidos com o material recozido principalmente em menores níveis de deformação cíclica devido à saturação nas alterações microestruturais. Na Figura 3.27 esta ilustrada a variação das amplitudes de tensões em função do número de ciclos para os ensaios realizados com amplitude de deformação constante igual a 4,0 x 10-3 nas condições envelhecido indicando um amolecimento cíclico contínuo até a falha e recozido indicando ocorrer à estabilização das amplitudes de tensões a partir da metade da vida em fadiga devido à estabilidade microestrutural. 45

75 Figura 3.27: Diferença nas amplitudes de tensões para ensaios com amplitude de deformação constante igual 4,0 x 10-3 para aço inoxidável duplex envelhecido e recozido. Fonte: Sahu et al Já Balbi et al. (2009) investigaram o efeito do envelhecimento a 475ºC por 100h nos mecanismos de nucleação e crescimento de trinca por fadiga de baixo ciclo em um aço inoxidável duplex tipo UNS S Suas conclusões indicam que a nucleação das trincas no material recozido ocorre preferencialmente em contornos de grãos da fase ferrítica e nas interfaces das fases α e γ orientadas aproximadamente no sentido perpendicular ao carregamento, como ocorre em praticamente todos os materiais. Já no material envelhecido as trincas surgem inicialmente na fase α devido o surgimento de bandas de deslizamento persistente orientadas aproximadamente a 45º do eixo de carregamento. Isto ocorre pelo fato do mecanismo de deformação da fase α ter sido modificado de escorregamento de discordâncias para deformação por maclagem devido à presença dos precipitados de α. A taxa de crescimento de trinca no material recozido obedece a uma lei exponencial e no material envelhecido linear, ambos independentes da microestrutura. El Bartali et al. (2009) investigaram os mecanismos de nucleação de trinca no regime de fadiga de baixo ciclo de um aço inoxidável duplex tipo UNS S Em seu trabalho um microscópio ótico instalado na máquina de ensaios permitiu a realização de imagens da superfície do corpo de prova durante a realização do ensaio de fadiga. Além disso, imagens de microscopia eletrônica de varredura, análises por EBSD e técnicas de processamento digital de imagens auxiliaram na investigação dos mecanismos de nucleação de trinca. Seu trabalho mostrou que marcas de deslizamento surgem muito mais rapidamente na fase austenítica do que na fase ferrítica. Mostrou também que na γ somente dois sistemas de deslizamento estão ativos durante a ciclagem do corpo de prova enquanto que na α vários sistemas de deslizamento estão ativos. Segundo os autores a questão dos sistemas de deslizamento ativos explica a nucleação de trincas preferencialmente em contornos de grãos da fase α. 46

76 Chai (2006) investigou o mecanismo de nucleação de trincas por fadiga em dois aços inoxidáveis duplex no regime de fadiga de alto ciclo. Segundo o autor, nas condições propostas em seu trabalho trincas podem nuclear tanto na superfície do corpo de prova quanto no seu interior, dependendo do número de ciclos alcançado. Em seu trabalho o aço UNS S31803 como recebido e envelhecido a 475ºC por 4h e o aço UNS S32750 como recebido foram submetidos a ensaios de fadiga na faixa de 10 6 a 10 8 ciclos. Seus resultados mostram que no aço UNS S31803, como recebido, a nucleação de trincas por fadiga se dá na superfície na fase α em intrusões e extrusões devido a bandas de deslizamento persistentes quando os níveis de tensões cíclicas são maiores. Quando o aço é envelhecido, a fase α fica mais dura que a fase γ e em condições de tensões cíclicas maiores aparecem trincas iniciando também na γ. Quando o nível de tensões diminui, ou seja, para um número maior de ciclos, o mecanismo de nucleação de trincas muda de superficial para subsuperficial. As trincas iniciam agora em inclusões localizadas no interior do corpo de prova. O aço UNS S32750 como recebido apresentou maior vida em fadiga que o aço UNS S31803 por ser uma liga mais resistente mecanicamente. Alvarez-Armas et al. (2007) também avaliaram o mecanismo de nucleação de trincas curtas em um aço inoxidável duplex com baixo teor de N sob regime de baixo ciclo de fadiga. A fração volumétrica de fases do aço analisado neste trabalho era de 70% de α e o restante γ. Os ensaios de fadiga foram conduzidos com controle de deformação. Seus resultados indicam que em níveis menores de deformação marcas de deslizamento se formam na superfície do corpo de prova predominantemente na fase ferrítica e as trincas nucleiam nestes sítios. Mas quando a amplitude de deformação é aumentada estas marcas de deformação aparecem também nos grãos de γ, neste caso, as trincas nucleiam na interface das fases. Análises empregando-se microscopia eletrônica de transmissão da região abaixo da superfície indicaram que as marcas de deslizamento observadas na superfície estão associadas com bandas de cisalhamento que, em alguns casos, atravessam as interfaces entre as fases quando a Relação de Kurdjumov-Sachs 7 é satisfeita. Mateo et al. (2003) estudaram o feito da anisotropia nas propriedades em fadiga no regime de alto ciclo de um aço inoxidável duplex UNS S Neste trabalho análise da textura cristalográfica foi realizada nas fases α e γ e os resultados indicam que a matriz 7 Os aços inoxidáveis duplex solidificam a partir do líquido com uma microestrutura completamente ferrítica. Os grãos de γ surgem por transformação no estado sólido na medida em que a liga é resfriada formando uma microestrutura bifásica interconectada (α/γ). Ambas as fases estão relacionadas pela Relação Cristalográfica Kurdjumov-Sachs. Na Relação Cristalográfica Kurdjumov-Sachs os planos {111} da γ são paralelos aos planos {110} da α e as direções <110> da γ são paralelas às direções <111> da α (Marinelli et al., 2011; Bugat et al., 2001). 47

77 ferrítica possui textura dominante nos planos {001} e direções <110> enquanto que nenhuma textura foi observada na γ, fato que também foi observado por El Bartali et al.(2009). Quanto às propriedades em fadiga, corpos de prova foram extraídos no sentido longitudinal, transversal e a 45º da direção de laminação. Os resultados indicam que no sentido longitudinal e transversal a vida em fadiga são aproximadamente as mesmas. Mas na direção a 45º a vida em fadiga é bem menor que nos outros dois casos. Segundo os autores a explicação para os resultados reside no fato de que microtrincas nucleiam a 45º da direção de carregamento, paralelo ao eixo de tensões cisalhantes resolvidas. Para estas trincas a interface entre as fases é uma barreira efetiva, retardando seu crescimento, mas quando elas atingem um tamanho crítico esta barreira torna-se ineficiente. Baseado neste fato os autores mostram que tanto no sentido longitudinal quanto no sentido transversal, microtrincas são presas pelas interfaces das fases antes de atingir o tamanho crítico. Fato que não ocorre na direção a 45º, onde a trinca propaga no sentido de alongamento dos grãos. Explicando assim a menor vida em fadiga nesta direção. Vogt et al. (2002) investigaram o efeito das frações volumétricas de α e γ e o teor de N de aços inoxidáveis duplex envelhecidos nas propriedades em fadiga. Em seu trabalho amostras de dois tipos de aços inoxidáveis duplex com alto teor de N foram recozidas para que a fração volumétrica de γ atingisse 70% e uma parte delas foi envelhecida a 475ºC por 200h. Ensaios de fadiga com amplitude de deformação de 0,8% e 2,0% foram realizados e indicaram que a resistência à fadiga não sofre deterioração devido ao envelhecimento quando a fração volumétrica de γ é de 70%. A redução da vida em fadiga devido ao tratamento de envelhecimento é fortemente dependente da fração volumétrica de γ. Os níveis de tensões atingidos em função da deformação são fortemente influenciados pela diferença de dureza das fases γ e α. 48

78 4. MATERIAIS E MÉTODOS Conforme foi relatado, o objetivo desta pesquisa foi investigar os efeitos de diferentes tratamentos de envelhecimento na microestrutura e nas propriedades mecânicas de um aço UNS S32304 principalmente no que diz respeito ao seu comportamento em fadiga. Além dos ensaios de fadiga, foram realizados ensaios de tenacidade ao impacto, tração e dureza em amostras deste aço submetidas a diferentes tratamentos térmicos. Inicialmente, segue detalhamento sobre a liga utilizada como objeto de investigação deste trabalho Material O material estudado foi um aço inoxidável duplex UNS S32304 fornecido pela Companhia Aperam South America na forma de chapa laminada a quente com espessura de 10,3mm, a sua composição química está expressa na Tabela 4.1. A respeito do processo de laminação deste material, este consistiu de uma pré-laminação da placa de 200 para 150mm de espessura, em seguida a laminação de desbaste até a espessura de 28mm e, por último, empregou-se o laminador Steckel de acabamento até a espessura final. Após a laminação o aço foi submetido a tratamento térmico de solubilização em temperaturas entre 1080ºC e 1120ºC seguido de têmpera em água para eliminar a presença de precipitados e proporcionar uma fração volumétrica de α e γ de aproximadamente 50% de cada fase. Tabela 4.1: Composição química em % de massa do aço inoxidável duplex UNS C máx Cr Ni Mo N Mn máx Cu Si P S Norma UNS 0,03 21,50 24,50 3,00 5,50 0,05 0,60 0,05 0,20 2,50 0,05 0,60 Amostra 0,018 22,56 3,57 0,260 0,12 1,350 0,420 0,360 0,025 0,0003 Conforme pode ser observado na Tabela 4.1, a composição química do aço inoxidável duplex estudado está de acordo com as especificações da Norma UNS, uma vez que os teores de todos os elementos de liga se encontram dentro das faixas estabelecidas por esta Norma Métodos Na sequência, segue o detalhamento dos procedimentos necessários para alcançar os objetivos propostos. Genericamente, estes procedimentos podem ser divididos em três etapas 49

79 distintas, sendo a primeira delas os tratamentos isotérmicos nas diferentes temperaturas propostas, a segunda se refere à caracterização microestrutural do material antes e após os tratamentos de envelhecimento e, por último, os ensaios mecânicos para verificação dos efeitos de possíveis precipitações ocorridas durante os tratamentos isotérmicos Tratamentos isotérmicos Tratamentos isotérmicos foram realizados na temperatura de 475ºC com o propósito de precipitar a fase α e na temperatura de 850ºC com o propósito de precipitar a fase σ. Ambas as temperaturas foram escolhidas por serem aquelas em que a precipitação destas fases ocorre mais rapidamente. Conforme já foi mencionado, estas fases provocam alterações substanciais nas propriedades mecânicas dos aços inoxidáveis duplex. Independentemente da temperatura do tratamento térmico, todos seguiram os seguintes critérios. Inicialmente o forno foi aquecido até a temperatura desejada, 475ºC ou 850ºC. Após atingir a temperatura para o tratamento térmico, corpos de prova de fadiga, de tenacidade ao impacto e amostras para metalografia foram introduzidos no forno. Antes de iniciar a contagem do tempo de tratamento térmico, aguardou-se a reestabilização da temperatura do forno, uma vez que ocorreu resfriamento deste no momento em que este foi aberto para introdução dos corpos de prova. Este resfriamento foi em torno de 30ºC. Após o término do tempo do tratamento térmico, os corpos de prova foram retirados do forno e resfriados em água. A atmosfera do forno não foi controlada e a temperatura de tratamento térmico foi controlada pelo termopar do próprio forno. Todos os tratamentos isotérmicos foram realizados no Laboratório de Ensaios Mecânicos da Faculdade Presidente Antônio Carlos em Conselheiro Lafaiete em um forno mufla da marca Quimis (Figura 4.1) com capacidade nominal para aquecimento até temperaturas da ordem de 1200ºC. Ensaios de tenacidade ao impacto e dureza foram conduzidos após a realização de tratamentos térmicos na temperatura de 475ºC com tempos de exposição de 1, 6, 12, 25, 50 e 100h. Ambos com objetivo de avaliar a gradativa fragilização do material devido à evolução do processo de precipitação da fase α. Já os efeitos da fase α no comportamento do aço em tração e em fadiga foram investigados somente após a realização do envelhecimento na temperatura de 475ºC com tempo de exposição de 100h. Baseado no que a literatura tem indicado, após 100h de envelhecimento na temperatura mencionada não se observa mais 50

80 alterações expressivas no comportamento em fadiga do material devido à presença da fase α (Sahu et al., 2009; Balbi et al., 2009; Vogt et al., 2002). Já os tratamentos térmicos na temperatura de 850ºC foram realizados com tempos de exposição de 5, 10 e 50h. Após o envelhecimento nestes tempos, ensaios de tenacidade ao impacto e dureza foram realizados também com o objetivo de avaliar o gradual efeito da precipitação de fases indesejáveis, como a fase σ. Os ensaios de tração e de fadiga somente foram feitos nas amostras envelhecidas a 850ºC por 50h. A escolha deste prolongado tempo de tratamento térmico foi feita devido ao fato do aço estudado possuir Mo em concentração inferior às demais ligas de aços inoxidáveis duplex. Elemento este que acelera o processo de precipitação da fase σ. Assim, se o aço for propenso à precipitação desta fase, com este tempo de tratamento ficaria garantido a sua presença. É importante mencionar que já foi demonstrado por outros autores que a fase σ não precipitou em um aço UNS S32304 após 25h de tratamento térmico a 850ºC (Reis et al., 2012). Figura 4.1: Forno mufla utilizado na realização dos tratamentos isotérmicos do aço inoxidável duplex UNS estudado. No detalhe os valores de configuração e real da temperatura do forno para um dos tratamentos em temperaturas relativamente baixas Caracterização microestrutural Com o propósito de caracterizar as alterações metalúrgicas resultantes dos tratamentos térmicos propostos com os seus efeitos nas propriedades mecânicas de um aço inoxidável duplex UNS S32304 foi necessário utilizar diferentes técnicas de análise microestrutural. A microestrutura do material no estado de entrega e após o envelhecimento em diferentes temperaturas e tempos foi analisada empregando-se microscopia ótica. Para caracterizar precipitados como a fase σ e nitretos, utilizaram-se técnicas de análise por microscopia de varredura por sonda mecânica. Finalmente, para avaliar os mecanismos de falha dominantes 51

81 nos ensaios de tenacidade ao impacto, tração e fadiga empregou-se a microscopia eletrônica de varredura. Segue abaixo descrição detalhada de cada uma das técnicas de análise citadas. Microscopia ótica A microscopia ótica é indispensável na caracterização microestrutural de qualquer material. Neste trabalho, a utilização desta técnica teve como objetivo investigar a condição microestrutural do aço inoxidável duplex quanto à disposição das fases originais constituintes e a morfologia granulométrica no estado de entrega e após sua submissão aos tratamentos térmicos planejados. Além disso, a caracterização de algumas fases indesejáveis que eventualmente se formariam após alguns destes tratamentos térmicos, como é o caso da fase σ que pode ser feita por microscopia ótica. Quanto à preparação das amostras foi realizado o seguinte. Foram embutidas amostras extraídas no sentido transversal à laminação do material no estado de entrega e após todos os tratamentos térmicos propostos com o propósito exclusivo de realizar medições de microdureza. Neste sentido em relação à laminação os grãos possuem tamanho suficiente para a realização das medições de microdureza sem que haja muita interferência dos grãos ou fases adjacentes. Já para análise microestrutural, especificamente, foram colocados em cada embutimento três amostras do material também no estado de entrega e após todos os tratamentos térmicos. Cada uma destas três amostras em um sentido diferente em relação à direção de laminação. O embutimento de todas as amostras foi feito a frio com resina epóxi. Após o embutimento, todas as amostras foram lixadas até a lixa número 1200 e, em seguida, polidas com pasta de diamante com granulometria de 1μm. Os ataques químicos foram realizados de acordo com o propósito específico de cada amostra, aquelas preparadas para realização de medições de microdureza foram atacadas eletroliticamente em uma solução de 10% de ácido oxálico diluído em água destilada. Nesta condição é possível boa visualização da indentação em ambas as fases α e γ. Para o ataque eletrolítico foi empregado uma corrente de 1A e o tempo de exposição foi de 5s. Para análise microestrutural por microscopia ótica o ataque químico foi realizado com Beraha, segundo o proposto por Fargas et al. (2009) cuja solução é constituída de 1g de K 2 S 2 O 5, 15ml de HCl diluídos em 85ml de água destilada e o tempo de exposição é de 5s. Esta solução proporciona excelente distinção entre a fase α que se apresenta em tons que variam entre o marrom e o verde escuro e a fase γ que aparece em tons amarelo claro. Além disto, este ataque químico ainda revela as fases σ e χ que aparecem na cor branca. Tanto a preparação das amostras 52

82 quanto as análises de microscopia ótica foram realizadas no Laboratório de Ensaios Mecânicos do DEMET/EM/UFOP. Microscopia de varredura por sonda mecânica (MVS) Neste trabalho foi utilizada a técnica de microscopia de força atômica (MFA) combinada com microscopia de força magnética (MFM) com objetivo de identificar as fases constituintes (γ e α) do aço inoxidável duplex estudado no estado de entrega e após a realização dos tratamentos térmicos. A combinação das técnicas de MFA e MFM para este propósito é particularmente interessante uma vez que a γ é paramagnética e a α ferromagnética. Logo, é possível obter imagens que permitam uma clara distinção entre as fases α e γ explorando o distinto comportamento magnético característicos de cada uma delas. A técnica de MFM também foi utilizada em amostras extraídas de corpos de prova ensaiados por tração para verificar a ocorrência de transformação martensítica induzida por deformação na fase γ. A martensita α CCC que se forma na γ por deformação também é ferromagnética e também pode ser caracteriza com o emprego destas técnicas. A técnica de MFA também foi empregada para caracterizar os eventuais precipitados que venham a se formar após a realização dos tratamentos térmicos. Esta técnica possui resolução que permite visualizar até precipitados muito pequenos, como é o caso da fase α. Para realização das análises de microscopia de varredura por sonda as amostras foram preparadas considerando as mesmas etapas empregadas para análise por microscopia ótica até o polimento com pasta de diamante. Na sequência, efetuou-se o polimento destas empregando a solução OP-S que atua na superfície da amostra efetuando o polimento por mecanismos químico-mecânico. O resultado é uma superfície topograficamente adequada para as análises, isenta, por exemplo, de martensita induzida por deformação. Algumas amostras polidas eletroliticamente em solução de ácido oxálico também foram analisadas por SPM. As análises por SPM foram obtidas em dois microscópios, um modelo Dimension 3000 e o outro modelo Dimension V, ambos fabricados pela Digital/Veeco. Para as análises de AFM foi utilizada uma sonda com ponta de nitreto de silício e para as análises de MFM foi utilizada uma sonda com ponta de nitreto de silício revestida com um filme ferromagnético. Em ambos os casos os SPMs operaram no modo contato intermitente. As análises de microscopia de varredura por sonda mecânica foram realizadas no Centro Tecnológico Cetec Senai - SENAI DR-MG. 53

83 Microscopia eletrônica de varredura (MEV) A microscopia eletrônica de varredura foi empregada para a investigação da topografia das fraturas dos corpos de prova ensaiados por tração e impacto e de alguns corpos de prova selecionados dos ensaios de fadiga. O objetivo foi esclarecer o comportamento quanto ao mecanismo de falha sob fadiga, tração e ao impacto devido à presença de precipitados α e σ e outros que eventualmente viessem à se formar. As análises de microscopia eletrônica de varredura foram realizadas no Laboratório Microlab da Escola de Minas/UFOP em um microscópio eletrônico de varredura da marca Jeol, modelo JMS Ensaios Mecânicos Todos os ensaios mecânicos foram realizados no Laboratório de Ensaios Mecânicos do DEMET/EM/UFOP, exceto os ensaios de nanodureza, que foram realizados no Centro Tecnológico Cetec Senai - SENAI DR-MG. Ensaios de tração Para os ensaios de tração foram realizados no material no estado de entrega e após envelhecimento na temperatura de 475ºC por 100h e na temperatura de 850ºC por 50h. Foram utilizados três corpos de prova para cada condição. Os corpos de prova foram os mesmos utilizados para realização dos ensaios de fadiga segundo a Norma ASTM E , sendo estes, cilíndricos com 6mm de diâmetro por 12mm de comprimento útil, extraídos no sentido longitudinal à laminação. O objetivo deste ensaio foi obter as propriedades mecânicas básicas do material no estado de entrega e avaliar o efeito da presença das fases α e σ nestas propriedades. Os ensaios de tração foram realizados em uma máquina MTS t e a taxa de deslocamento empregada foi de 2mm/min. Ensaios de tenacidade ao impacto Para a realização dos ensaios de tenacidade ao impacto foram fabricados cinco corpos de prova Charpy tipo A segundo a Norma ASTM E 23-02a para cada condição ensaiada. O corpo de prova e suas dimensões estão apresentados na Figura

84 Figura 4.2: Corpo de prova para ensaio de tenacidade ao impacto Charpy tipo A com detalhamento das suas dimensões. Fonte: ASTM E 23-02a. Todos os corpos de prova foram extraídos da chapa no sentido longitudinal à laminação uma vez que não fez parte dos objetivos deste trabalho verificar as características quanto à anisotropia do material. O entalhe foi confeccionado perpendicular à superfície da chapa, fixando uma condição única para a propagação de trinca em relação à microestrutura do material. A Figura 4.3 ilustra imagem de um corpo de prova após a fabricação. Figura 4.3: Corpo de prova do aço inoxidável duplex UNS S32304 para ensaio de tenacidade ao impacto Charpy tipo A. Os ensaios de impacto foram realizados na temperatura ambiente (20ºC). A máquina de ensaios de impacto empregada foi uma máquina fabricada pela empresa Jinan Shidai Shijin Instruments, modelo JB-300AI/C, com capacidade de absorção ao impacto máxima de 300J. Ensaios de dureza Foram realizados ensaios de macrodureza segundo o padrão de dureza Vickers com carga de 62,5kg conforme a Norma ASTM E (reaprovada em 2003). Foram feitas seis medições em cada amostra. As medições foram feitas na superfície longitudinal à laminação em todas as amostras. Os ensaios de macrodureza foram realizados em um durômetro Wolpert. 55

85 Já os ensaios de microdureza foram realizados adotando-se o padrão Vickers nos grãos de α e γ do aço no estado de entrega e em todas as condições de envelhecimento. O objetivo principal foi constatar que realmente não há alteração na dureza da fase γ conforme propõe a literatura (Silva et al., 2009; Chandra et al., 2010) e verificar a evolução na alteração da dureza na fase α em função da evolução de formação dos precipitados da fase α e da fase σ. Foram realizadas vinte medições em cada amostra com carga de 10gf, sendo que a metade delas na fase α e a outra metade na fase γ. A carga aplicada foi estipulada em função do tamanho da indentação em relação ao tamanho de grão do material, garantindo assim que a medição sofreria o mínimo de influência dos grãos adjacentes de outra fase. As amostras utilizadas na medição da microdureza foram todas extraídas no sentido transversal à laminação. Optou-se por esta condição esperando que nesta posição fosse mais fácil controlar a influência dos grãos adjacentes nos resultados das medições diminuindo dispersão dos resultados. Os ensaios de microdureza foram realizados no Laboratório de Microscopia Ótica do DEMET/EM/UFOP em um micro durômetro PanTec. Também foram realizados ensaios de indentação instrumentada (nanodureza) foram realizados em partículas relativamente pequenas que se faziam presentes no aço inoxidável duplex após alguns dos tratamentos isotérmicos. Também foram realizadas medições de nanodureza nas fases originais da liga para comparação com a dureza destas partículas. O objetivo foi confirmar resultados em condições difíceis para a realização de microdureza devido ao tamanho das partículas de algumas fases. Os ensaios de indentação controlada foram realizados em um nanoindentador modelo Triboscope do fabricante Hysitron. Este sistema de nanoindentação trabalha acoplado em um SPM modelo Dimension 3100, também fabricado pela Digital. Foi utilizado um indentador/sonda Berkovich. Os tempos de carga, de retenção na carga máxima e de descarga empregados foram de 15s, 5s e 5s, respectivamente. Foram realizadas medições com várias cargas máximas. O método utilizado para medidas das durezas foi o Oliver e Pharr. Os ensaios de nanodureza foram realizados no Centro Tecnológico Cetec Senai - SENAI DR-MG, conforme mencionado anteriormente. Ensaios de fadiga Os ensaios de fadiga foram conduzidos com controle de tensão e o objetivo foi avaliar o efeito da precipitação de fases indesejáveis obtendo-se curvas S-N ou Wöhler, nas regiões de fadiga de baixo ciclo e fadiga de alto ciclo. 56

86 Sobre a determinação das tensões máximas para realização dos ensaios de fadiga, esta iniciou a 90% do limite de resistência à tração do material e foi reduzida em 10% para cada novo conjunto de ensaios até um número de ciclos da ordem de 10 6, quando os ensaios foram interrompidos. No que diz respeito às demais condições para realização dos ensaios, adotou-se uma razão (R) igual a -1. A frequência foi estipulada em 10Hz uma vez que a razão empregada caracteriza uma condição agressiva para a realização dos ensaios, principalmente no regime de fadiga de baixo ciclo. O número de corpos de prova para cada nível de tensão aplicada foi igual a três. Os ensaios foram conduzidos na temperatura ambiente (25ºC) e a umidade relativa do ar era de aproximadamente 60%. Os corpos de prova foram confeccionados conforme a Norma ASTM E A Figura 4.4 ilustra o desenho do corpo de prova empregado nos ensaios de fadiga. Figura 4.4: Corpo de prova para ensaios de fadiga segundo a norma ASTM E com detalhamento das suas dimensões em mm. A Norma ASTM E recomenda que o diâmetro útil do corpo de prova varie entre 5 e 25mm; foi estipulado 6,0mm, valor este dentro do recomentado. Todas as outras dimensões do corpo de prova são função do diâmetro escolhido. Neste trabalho, estas outras dimensões foram estipuladas dentro dos parâmetros da referida norma levando em consideração somente que, aquelas dimensões que influenciam no comprimento total do corpo de prova foram selecionadas como sendo as menores possíveis para evitar gastos desnecessários com o material. No que diz respeito ao acabamento superficial dos corpos de prova, após a fabricação em torno CNC estes foram lixados com lixas números 200, 400 e 1000 para obter o acabamento expresso por norma. Quanto às cabeças dos corpos de prova, optou-se por fabricá-las com rosca para melhor fixação e alinhamento do corpo de prova. A Figura

87 ilustra um corpo de prova após o processo de lixamento; em detalhe estão a região útil e a cabeça do corpo de prova. Figura 4.5: Visão detalhada do corpo de prova para ensaios de fadiga e em detalhe a região útil do corpo de prova e a cabeça com rosca. No entanto foi necessário fabricar fixadores específicos para estes corpos de prova, uma vez que, o Laboratório de Ensaios Mecânicos do DEMET/EM/UFOP ainda não contava com este recurso. Os fixadores foram fabricados em aço ABNT Resumidamente, estes podem ser descritos como sendo parafusos com cabeça cilíndrica com diâmetro de 50mm e comprimento de 40mm; além do corpo com aproximadamente 100mm de comprimento roscado em toda sua extensão com rosca externa M27 x 2mm de passo. Nas cabeças dos fixadores foram feitos furos com rosca M12 x 1,5mm de passo para fixação do corpo de prova. A montagem dos fixadores na máquina de ensaios é feita por rosqueamento nas hastes da máquina. Os ensaios de fadiga foram realizados em uma máquina MTS t. 58

88 5. RESULTADOS E DISCUSSÃO Na sequência estão apresentados os resultados tanto da caracterização microestrutural quanto dos ensaios mecânicos do aço inoxidável duplex UNS S32304 estudado. Além dos resultados é apresentada uma discussão que teve por objetivo principal relacionar as características microestruturais do aço e suas fases constituintes com o seu respectivo comportamento mecânico. Esta discussão foi baseada nos resultados obtidos e em dados publicados em periódicos referentes ao assunto investigado Caracterização microestrutural A partir da caracterização microestrutural do aço é que se torna possível avaliar seus aspectos microestruturais no que diz respeito à presença, morfologia e distribuição de fases e de que maneira esta organização influencia no comportamento do material Aço inoxidável duplex no estado de entrega As análises por microscopia ótica do aço inoxidável UNS S32304 no estado de entrega revelaram os marcantes efeitos tanto da solidificação pelo processo de lingotamento contínuo quanto do processo de laminação da chapa na distribuição e morfologia de suas fases constituintes. A Figura 5.1 ilustra a distribuição das fases α (escura) e γ (clara) no sentido longitudinal (Figura 5.1-a), transversal (Figura 5.1-b) e superficial (Figura 5.1-c) à laminação. Como pode ser observado na Figura 5.1, a microestrutura deste aço se apresenta como sendo a microestrutura típica de um aço inoxidável duplex laminado, conforme relatado por Young et al. (2007) e Mateo et al. (2003). No que diz respeito à laminação, observa-se que tanto a fase α quanto a fase γ se apresentam com grãos alongados na direção da laminação conforme está ilustrado na Figura 5.1-a. Na Figura 5.1-b a fase γ aparece morfologicamente achatada com eixo maior paralelo à superfície de chapa, outro indício do efeito da laminação na morfologia das fases. Já na Figura 5.1-c observa-se a largura dos grãos achatados de γ, também devido à laminação. Esta microestrutura confere ao material comportamento mecânico anisotrópico e é justificativa que fomenta o interesse na investigação dos seus efeitos no comportamento do material nestas condições. Entre os trabalhos relacionados aos efeitos da direção de laminação nas propriedades mecânicas destes aços, pode-se citar o 59

89 estudo realizado por Mateo et al. (2003) que investigaram o comportamento em fadiga de um aço inoxidável duplex UNS S31803 influenciado por este parâmetro. (a) (b) (c) Figura 5.1: Microestrutura do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega nos sentidos de laminação (a) longitudinal, (b) transversal e (c) superfície distinguindo as fases α (escura) e γ (clara). 310X. Ataque químico Beraha. No que diz respeito ao processo de solidificação do material e seus efeitos na microestrutura do aço, por meio da Figura 5.1 observa-se que a fase α aparece como sendo a fase matriz e a fase γ como ilhas isoladas. Condição esta mais evidente por meio de análise da seção transversal à laminação (Figura 5.1-b). Isto devido ao fato do aço se solidificar com microestrutura monofásica (α) e a centenas de graus abaixo do ponto de fusão, já no estado completamente sólido, nuclear a fase γ. No processo de lingotamento contínuo, a solidificação da liga ocorre a partir das paredes de um molde para o interior do material. Nestas condições, é comum que elementos de liga mais difíceis de serem solubilizados sejam segregados para a fase líquida e se encontrem em maior concentração nas regiões em que a solidificação ocorreu por último. No caso de placas, o último ponto a se solidificar é o centro em relação à espessura. As imagens 60

90 de microscopia ótica da microestrutura do material no sentido longitudinal à laminação ilustradas na Figura 5.2 evidenciaram os efeitos deste processo de solidificação nesta liga com provável segregação dos elementos Ni e N (elementos γ-gêneos) para o interior da placa. (a) (b) Figura 5.2: Distribuição das fases α e γ do aço UNS S32304 no sentido longitudinal à laminação indicando heterogeneidade das mesmas com maior fração volumétrica de γ no centro da chapa. (a) 120X e (b) 310X. Ataque químico Beraha. Esta constatação se baseou na verificação de uma faixa aproximadamente no meio da chapa com maior fração volumétrica de γ. Esta faixa com grãos mais largos de γ ilustrada na Figura 5.2 não é contínua, em alguns pontos ao longo do sentido de laminação observou-se a sua interrupção. A Figura 5.3 ilustra a forma de distribuição dos grãos de γ na região de segregação de elementos de liga vista no sentido transversal à laminação. (a) (b) Figura 5.3: Morfologia dos grãos de γ no centro da chapa indicando diferença em suas dimensões em relação às demais regiões. Seção transversal à laminação. (a) 120X e (b) 310X referente à região delimitada pelo retângulo na posição (a). Ataque químico Beraha. 61

91 Quanto à morfologia das ilhas de γ observada no sentido transversal à laminação (Figura 5.3), notou-se tratar de grãos com seção relativamente maior em relação aos grãos de γ observados em outras regiões do material (Figura 5.3-a). Também observou por meio de análises da seção transversal que os grãos de γ nesta região se concentram tomando um aspecto de veios aproximadamente paralelos que se desenvolvem longitudinalmente ao sentido de laminação (Figura 5.3-b). Empregando-se processamento digital em dez imagens de microscopia ótica do aço inoxidável duplex UNS S32304 com auxílio do software QWIN foi possível quantificar a fração volumétrica das suas fases constituintes. Constatou-se que a fração volumétrica de α deste aço no estado de entrega é de aproximadamente 57%, sendo que o restante se refere à fração volumétrica de γ. Em todas as análises para obtenção da fração volumétrica de fases as imagens empregadas foram as da seção longitudinal à laminação. Além do emprego da técnica de microscopia ótica para caracterização microestrutural do aço inoxidável duplex também foi empregada a técnica de MVS para este fim. Obviamente, o objetivo foi realizar uma investigação em níveis de aumento bem maiores do que é possível com a microscopia ótica. Uma imagem topográfica do aço estudado no estado de entrega e a respectiva imagem de contraste magnético estão ilustradas na Figura 5.4. γ α γ α γ γ γ α γ α γ γ α γ α γ (a) (b) Figura 5.4: Imagem por MVS (a) topográfica e (b) magnética do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega. Sentido longitudinal à laminação X. Polimento com OP-S. Com o emprego da técnica de microscopia de força atômica (MFA) combinada com a microscopia de força magnética (MFM) foi possível visualizar a distribuição das fases α e γ e sua morfologia, conforme também realizado por Gheno et al. (2008) e Dias et al. (2000), 62

92 assim como também foi possível observar com a microscopia ótica. Na Figura 5.4-a as regiões topograficamente mais altas (em tons mais claros) correspondem à fase α e as regiões mais baixas (em tons de cores escuras) são correspondentes à fase γ. Dentro da região da fase γ é possível fazer distinção entre diferentes grãos devido à suave mudança na tonalidade desta região, fato que é observado mais claramente na extremidade esquerda da Figura 5.4-a. por meio desta imagem é possível observar a típica morfologia de um aço laminado, com a disposição dos grãos das respectivas fases alongados no sentido da deformação imposta por este processo metalúrgico de conformação. Não é possível fazer distinção de qual é a fase matriz e qual é a fase que se apresenta na forma de ilhas devido ao aumento empregado, daí a importância da imagem magnética para fazer esta distinção entre as fases. Uma clara definição entre as fases é possível analisando-se a Figura 5.4-b que apresenta a variação dos domínios magnéticos da superfície ilustrada na Figura 5.4-a. A fase γ é paramagnética e por isso não interage com a sonda durante a análise de MFM. O resultado são regiões claras sem variação na tonalidade na imagem da Figura 5.4-b. Já a fase α é ferromagnética, o resultado da análise por MFM correspondente às regiões desta fase apresenta alta interação com a sonda diminuindo ou aumentando sua frequência original de oscilação. A imagem por MFM correspondente às regiões da fase α apresenta ondulações com aspecto similar ao de um labirinto com variações de tons de cores claros e escuros devido à mudança na direção do domínio magnético nesta região. As imagens ilustradas na Figura 5.4 foram obtidas em uma amostra do aço inoxidável duplex extraída no sentido longitudinal à laminação e preparada somente por meio de polimento utilizando a solução OP-S. O efeito abrasivo das partículas em suspensão nesta solução produz uma superfície com diferentes níveis topográficos em função da fase que se encontra na superfície. Além da mais acentuada variação topográfica devido à diferença de fases observa-se também suaves variações topográficas em uma mesma fase devido à mudança na orientação cristalográfica dos diferentes grãos Aço inoxidável duplex envelhecido a 475ºC No que diz respeito aos efeitos dos tratamentos térmicos observou-se que o envelhecimento a 475ºC não promove nenhuma alteração microestrutural quanto à distribuição e morfologia das fases que originalmente compõem o aço. A Figura 5.5 apresenta imagens de microscopia ótica de amostras do aço envelhecido a 475ºC por 100h nos sentidos longitudinal e transversal à laminação. 63

93 (a) (b) Figura 5.5: Distribuição e morfologia das fases α (escura) e γ (clara) na amostra do aço UNS S32304 tratada isotermicamente a 475ºC por 100h (a) sentido longitudinal e (b) sentido transversal à laminação. 310X. Ataque químico Beraha. O objetivo quanto às mudanças microestruturais do aço por meio do tratamento isotérmico a 475ºC foi o de precipitar a fase α e, obviamente, não se pretendeu caracterizar esta fase empregando-se microscopia ótica. Sabe-se que se trata de um precipitado com partículas com tamanho inferior a 20nm e que praticamente só podem ser caracterizadas por microscopia eletrônica de transmissão (Fontes, 2009). As imagens de microscopia ótica ilustradas na Figura 5.5 permitem somente verificar que, se comparadas com a Figura 5.1, não ocorreu alteração na morfologia e distribuição das fases α e γ, conforme já mencionado. As frações volumétricas das fases α e γ também permaneceram inalteradas sendo que, após o tratamento isotérmico a 475ºC por 100h foi encontrado um percentual de aproximadamente 57% para a fração volumétrica de α. Na Figura 5.6 estão ilustradas imagens tridimensionais de MFA de amostras do aço inoxidável duplex no estado de entrega e após tratamento isotérmico a 475ºC por 100h. A preparação destas amostras foi por meio de lixamento, polimento com pasta de diamante de 1μm e posterior ataque eletrolítico em solução de 10% de ácido oxálico diluído em água destilada. A corrente empregada foi de 2A e o tempo de exposição de 5s. Na imagem topográfica do aço inoxidável duplex no estado de entrega observou-se que a α (regiões claras) foi mais resistente ao ataque eletrolítico do que a γ e aparece topograficamente mais elevada (Figura 5.6-a). Com a precipitação da fase α devido ao tratamento isotérmico a 475ºC por 100h a fase α ficou mais sensível ao ataque eletrolítico do que a γ e, por este motivo, aparece como a fase topograficamente mais baixa e em tons de cores mais escuros (Figura 5.6-b). Este fenômeno ocorre devido à decomposição da fase α em duas fases, sendo 64

94 que uma delas pobre em Cr, o que a torna menos resistente à corrosão. Comportamento este que também foi observado por Santos et al. (2006). γ α γ α γ α γ α α γ γ α (a) (b) Figura 5.6: Imagens por MFA do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega (a) e envelhecido a 475ºC por 100h (b) X. Ataque eletrolítico em Ácido Oxálico. A distinção entre as fases α e γ a partir das imagens da Figura 5.6 pode ser feita identificando qual é a fase que se apresenta como matriz (fase α) e qual é a fase que se apresenta como ilhas isoladas (fase γ). Gheno et al. (2008) afirmam que a precipitação da fase α implica em mudanças no comportamento magnético da fase α dos aços inoxidáveis duplex. Segundo estes autores, estas alterações podem ser identificadas por análises por MFM e se referem a mudanças tanto no tamanho quanto na forma da estrutura dos domínios magnéticos da fase α. A Figura 5.7 ilustra imagens por MFA e MFM do aço UNS S32304 no estado de entrega e após envelhecimento a 475ºC por 100h. Na Figura 5.7(a,b) estão ilustradas imagens por MFA de duas regiões distintas de uma amostra do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e na Figura 5.7-c está ilustrada uma região de uma amostra deste aço após tratamento isotérmico a 475ºC por 100h. Na sequência, a Figura 5.7(d-f) ilustra imagens por MFM referentes aos domínios magnéticos das regiões ilustradas em 5.7(a-c), respectivamente. Ampliações dos domínios magnéticos ilustradas na Figura 5.7(g-i) foram feitas em regiões em que suas ondulações estivessem bem nítidas. Estas regiões são aquelas em que a direção dos domínios magnéticos é perpendicular à superfície da amostra. Quando os domínios magnéticos estão orientados desta maneira, são observadas mudanças abruptas na interação entre a sonda e a amostra, produzindo imagens com bastante definição da mudança de sentido dos domínios magnéticos. 65

95 γ α γ α γ α α γ α γ α γ α γ α γ γ γ γ α (a) (b) (c) (d) (e) (f) (g) (h) (i) Figura 5.7: Imagens por MFA da superfície do aço inoxidável duplex UNS S32304 (a) e (b) no estado de entrega e (c) após tratamento isotérmico a 475ºC por 100h. Imagens por MFM (d) referente à região em (a), (e) referente à região em (b) e (f) referente à região em (c). As imagens (g), (h) e (i) por MFM são ampliações das regiões delimitadas pelos quadrados nas posições (d), (e) e (f), respectivamente. Polimento com OP-S. Nestas imagens ampliadas dos domínios magnéticos da fase α do aço inoxidável duplex no estado de entrega e após o envelhecimento a 475ºC por 100h foi feita análise das alterações nos padrões dos domínios magnéticos conforme proposto por Gheno et al. (2008). Observouse que as ondulações dos domínios magnéticos na amostra envelhecida a 475ºC se apresentam ligeiramente mais finas do que as mesmas ondulações nas regiões analisadas na amostra do aço no estado de entrega. Fato que, segundo Gheno et al. (2008), indica a ocorrência da precipitação da fase α na fase α de aços inoxidáveis duplex. Mas, é importante ressaltar que, de acordo com o próprio Gheno et al. (2008), esta análise de imagens dos domínios 66

96 magnéticos é muito difícil e pode sofrer alterações devido a diversos parâmetros metalúrgicos, como por exemplo orientação cristalográfica, tamanho de grão, densidade de discordâncias e outros. As amostras na qual foram obtidas as imagens ilustradas na Figura 5.7 foram preparadas com polimento em pasta de diamante de 1μm e em seguida polimento com solução OP-S. Não foi empregado nenhum ataque químico ou eletrolítico. A Figura 5.8 apresenta imagens de MFA com diferentes níveis de aumento do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega (Figura 5.8(a-c)) e após tratamento isotérmico a 475ºC por 100h (Figura 5.8(d-f)). γ α γ α γ γ γ α α α γ α (a) (b) (c) γ α γ α γ α α α γ α γ γ (d) (e) (f) Figura 5.8: Imagens por MFA do aço inoxidável duplex UNS S32304 no sentido transversal à laminação; (a), (b) e (c) no estado de entrega e (d), (e) e (f) após envelhecimento a 475ºC por 100h. As imagens (b) e (e) são ampliações das regiões delimitadas nas imagens (a) e (d), respectivamente. As imagens (c) e (f) são ampliações das regiões delimitadas nas imagens (b) e (e), respectivamente. (a) e (d) 1.000X, (b) e (e) 3.000X e (c) e (f) X. Ataque eletrolítico em Ácido Oxálico. A extensão das regiões analisadas e ilustradas na Figura 5.8(a, d) foi de 40μm, o que equivale a um aumento de aproximadamente vezes. A Figura 5.8(b, e) é ampliação com extensão de 15μm dos locais delimitados pelos quadrados na Figura 5.8(a, d), respectivamente. O aumento na Figura 5.8(b, e) é de aproximadamente vezes. Já as imagens da Figura 5.8(c, f) são ampliações com extensão de 2μm das regiões delimitadas por 67

97 quadrados na Figura 5.8(b, e), respectivamente. Na Figura 5.8(c, f) o aumento foi de vezes. Na imagem da Figura 5.8-a a fase α no aço estudado no estado de entrega se refere às regiões mais claras e topograficamente mais elevadas. Isto se deve ao fato desta fase ser mais resistente aos efeitos da solução empregada na realização do ataque eletrolítico do que a fase γ por possuir maior concentração de Cr e este se encontrar homogeneamente distribuído. Já na imagem da Figura 5.8-d, após o envelhecimento mencionado, a fase α aparece topograficamente mais baixa e em tons de cores mais escuros. Conforme já foi mencionado, este fenômeno ocorre devido ao fato do Cr não se encontrar mais homogeneamente distribuído na fase α devido à precipitação da fase α. A Figura 5.8-c é uma ampliação da amostra do aço no estado de entrega em um local referente à fase α. Conforme pode ser observado nesta imagem, a superfície se apresenta com pouca variação topográfica. Isto porque, apesar de serem observados alguns pontos de corrosão em tons de cores mais escuros, não se observa variação significativa nos tons de cores da imagem, logo pode-se dizer que ela está praticamente plana. Já na imagem da Figura 5.8-f que é uma ampliação de uma região da fase α na amostra do aço envelhecido a 475ºC observa-se uma superfície com topografia bastante irregular. A acentuada oscilação nos tons de cores de um local para outro nesta imagem indica sua irregularidade topográfica. Esta variação topográfica pode estar relacionada com a distribuição dos precipitados da fase α. Pode-se conjecturar que as regiões topograficamente mais elevadas seriam as mesmas em que estes precipitados ricos em Cr se encontram em maior concentração. Já as regiões topograficamente mais baixas seriam aquelas em que a concentração de precipitados de α é menor e, por este motivo é mais sensível à dissolução no ataque eletrolítico. É sabido que a visualização dos precipitados da fase α é possível, até então, somente por microscopia eletrônica de transmissão. Nesta técnica um feixe de elétrons atravessa um fino filme da amostra e a difração deste feixe de elétrons permite compor uma imagem com grande aumento da estrutura do metal. A técnica por MFA permite a obtenção de imagens da superfície de amostras com aumentos tão grandes quanto aos obtidos em microscopia eletrônica de transmissão. Logo, no que diz respeito à resolução a técnica por MFA também permitiria a visualização dos precipitados da fase α não fosse pela limitação que reside na preparação da amostra. Teria que ser feita uma preparação da superfície da amostra de tal forma que os pequenos precipitados da fase α, com tamanho inferior a 20nm, se destacassem topograficamente da fase α matriz. Sem contar que, a dificuldade em preparar a superfície da amostra não está relacionada somente ao tamanho do que se deseja ver, mas também no fato 68

98 de que os precipitados da fase α praticamente não possuem interface com a fase matriz que os rodeiam. A decomposição espinodal é um mecanismo de transformação de fase onde ocorre uma gradual mudança na composição química de uma fase para outra. O que dificulta mais ainda a percepção entre pontos em que os precipitados se encontram e pontos referentes à fase matriz. Mesmo em análises de microscopia eletrônica de transmissão como as realizadas por Hättestrand et al. (2009) e Weng et al. (2004), o que se observa é uma microestrutura formada pela flutuação da concentração dos elementos Cr e Fe com aspecto similar ao de um amontoado de precipitados. Ou seja, toda a fase α original tem a sua concentração de Cr alterada para formar as fases α (rica em Fe) e α (rica em Cr). Logo, imagina-se que a flutuação topográfica observada na imagem da Figura 5.8-f também poderia estar associada à alteração de composição química oriunda da precipitação da fase α Aço inoxidável duplex envelhecido a 850ºC Quanto aos tratamentos térmicos realizados a 850ºC estes também não apresentam aparente alteração na distribuição e morfologia das fases α e γ, exceto pelo fato de que a fração volumétrica de α apresentou ligeira diminuição após a exposição da liga a temperatura de 850ºC por 50h. Nesta condição constatou-se que a fração volumétrica de α foi de aproximadamente 53%. E quanto à precipitação de fases indesejáveis na temperatura de 850ºC observou-se a presença de uma terceira fase com indícios de que se trataria da fase σ concentrada principalmente nas regiões em que ocorreu bandeamento de γ na amostra tratada isotermicamente a 850ºC por 50h. A Figura 5.9 apresenta imagens de microscopia ótica destas regiões com maior concentração desta nova fase que aparece em tons mais claros. Quase que a totalidade desta terceira fase observada nesta amostra se encontrava em pequenos grãos da fase α vizinhos à região onde se verificou maior fração volumétrica da fase γ. Este fato pode indicar que se trata realmente do surgimento da fase σ uma vez que a sua formação está relacionada com o tamanho de grão da fase α. Badji et al. (2008) explicam que a realização de tratamentos térmicos de solubilização em altas temperaturas aumentam o tamanho de grão tanto da fase α quanto da fase γ, condição esta que inibe a precipitação da fase σ. No aço aqui estudado a observação desta nova fase ocorreu quase que praticamente na região onde os grãos de α são menores. 69

99 (a) (b) Figura 5.9: Microestrutura do aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h, sentido (a) longitudinal e (b) transversal à laminação. As regiões brancas são partículas da fase σ que precipitaram nos pequenos grãos da fase α. 610X. Ataque químico Beraha. Além da observação desta terceira fase nas adjacências ao ponto específico em que ocorreu bandeamento da fase γ, algumas pequenas partículas muito raras também foram observadas em outras regiões da amostra, conforme esta ilustrado na Figura As setas brancas, nesta figura, apontam para uma terceira fase que se apresenta como pequenos pontos e que surgiram nas interfaces entre as fases α e γ. Este locais segundo Brown et al. (1983) são pontos favoráveis à precipitação da fase σ. Figura 5.10: Microestrutura do aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h, sentido longitudinal de laminação. As setas brancas indicam provavelmente a presença da fase σ. 890X. Ataque químico Beraha. 70

100 A exposição de ligas de aço inoxidável duplex contendo Mo a temperaturas na faixa de 800ºC a 900ºC, mesmo que por tempos relativamente curtos, implica na formação de um expressivo volume das fases σ e χ. Mesmo que os tempos de exposição sejam inferiores há uma hora. A presença destas fases, por sua vez, influencia substancialmente o comportamento do material em diversos aspectos conforme tem sido demonstrado por Baldji et al. (2008), Fargas et al. (2009), Nascimento et al. (2003), Zucato et al. (2002) e Pinto (2001). Enquanto que, trabalhos realizados com o objetivo de avaliar a formação da fase σ e seus efeitos no comportamento de aços inoxidáveis classificados como lean duplex (isentos de Mo) indicam que a presença de Ni e a ausência de Mo estabilizam a α de maneira tal que a fase σ praticamente não se forma. Mas, não foi observado nestes trabalhos a realização de tratamentos térmicos por tempos relativamente grandes. Um exemplo é o trabalho de Straffelini et al. (2009) que avaliaram o efeito de envelhecimentos às temperaturas de 550ºC, 650ºC, 750ºC e 850ºC no comportamento em fratura de dois aços inoxidáveis lean duplex, um contendo Ni (UNS S32304) e o outro não (UNS S32101). Seus resultados indicam que não houve formação de fase σ no aço UNS S32304 devido à presença do Ni. Mas os tratamentos térmicos foram realizados com tempos máximos de duas horas. Reis et al.(2012) também verificou que a fase σ não havia se formado em um aço inoxidável lean duplex UNS S32304 após 24h de exposição à temperatura de 850ºC. Análises por MFA nas amostras tratadas isotermicamente a 850ºC permitiram observar a presença de uma quarta fase. Esta outra fase, com dimensões relativamente menores se comparada com a fase σ por exemplo, foi observada nas amostras envelhecidas a 850ºC em todos os tempos de exposição. A Figura 5.11 apresenta uma imagem superficial do aço envelhecido a 850ºC por 50h onde é possível visualizar as duas novas fases que precipitaram durante os tratamentos isotérmicos a 850ºC. A fase observada à esquerda da imagem ilustrada na Figura 5.11 é mais resistente à abrasão do que as fases α e γ provavelmente por ser mais dura. Por este motivo suas partículas se apresentam mais elevadas topograficamente na superfície da amostra. A evidência da sua maior dureza e sua morfologia é mais um indicativo de que se trata realmente da fase σ. Por isso ela já foi nomeada desta forma na Figura Além desta fase, observou-se também a presença de um precipitado com partículas relativamente menores localizados principalmente na interface entre as fases α e γ à direita da imagem. Estes finos precipitados estão indicados pelas setas brancas. 71

101 α σ α γ γ α Figura 5.11: Imagem por MFA do aço inoxidável duplex UNS S32304 no sentido longitudinal à laminação após envelhecimento a 850ºC por 50h indicando a presença de partículas da fase σ à esquerda da imagem e de um fino precipitado localizado pelas setas brancas na interface entre as fases α e γ, à direita da imagem X. Polimento com OP-S. A Figura 5.12 ilustra em detalhe partículas da fase que se formou no aço inoxidável estudado durante o tratamento isotérmico a 850ºC por 50h e que apresenta indícios de se tratar da fase σ. α σ γ σ σ α γ γ α α σ σ γ (a) (b) Figura 5.12: Imagens por MFA de grosseiras partículas intermetálicas no aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. Sentido longitudinal à laminação; (a) 8.400X e (b) 4.800X. Polimento com OP-S. 72

102 Como pode ser observado nas duas imagens da Figura 5.12, as partículas desta nova fase se formam nas interfaces entre as fases α e γ. Possivelmente pode ter ocorrido a formação de γ 2 devido à transformação eutetóide de α em σ mais γ 2, mas que não foi possível identificar. Quanto à sua forma, observa-se que estas partículas são bastante irregulares, o que indica que o seu crescimento foi dendrítico, conforme foi observado por Brown et al. (1983). O fato destas grosseiras partículas serem mais resistentes à abrasão, terem se formado nas regiões específicas em que foram encontradas, possuírem a morfologia dendrítica e as dimensões que foram observadas são fortes indícios que apontam para confirmação de que se trata realmente da fase σ. É importante mencionar que as análises de microscopia ótica apresentaram outros indícios de que esta fase é realmente a fase σ. As Figuras 5.13 e 5.14 apresentam perfis topográficos realizados pelo processamento de imagens por MFA das partículas da fase σ visualizadas em amostras no sentido longitudinal (Figura 5.13) e transversal à laminação (Figura 5.14) do aço inoxidável duplex UNS S32304 após o envelhecimento na temperatura de 850ºC por 50h. Figura 5.13: Perfil topográfico obtido por MFA de uma partícula da fase σ observada no aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. Sentido longitudinal à laminação. A Figura 5.13 mostra que a partícula da fase σ que foi atravessada pelo perfil topográfico realizado na imagem mediu aproximadamente 1μm de largura e se apresentou topograficamente mais elevada que as fases matrizes aproximadamente 27nm. Também foi feito um perfil topográfico sobre partículas da fase σ em uma imagem por MFA do aço inoxidável envelhecido a 850ºC no sentido transversal à laminação (Figura 5.14). Observouse que, no sentido transversal, as partículas desta fase medem até 2,3μm de largura e aparecem mais elevadas que as fases matrizes aproximadamente 32,7nm. 73

103 Figura 5.14: Perfil topográfico obtido por MFA de uma partícula da fase σ observada no aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. Sentido transversal à laminação. Se tratando realmente da fase σ, os resultados aqui observados indicam que o mecanismo de formação desta fase em aços inoxidáveis duplex do tipo UNS S32304 não são anulados pela presença de Ni, mas sim retardados e que outros fatores metalúrgicos além da composição química, como forma e tamanho dos grãos, podem favorecer a formação de σ ainda que em pequenas quantidades. Estas considerações indicam a necessidade de realização de um estudo mais aprofundado sobre o assunto. Além da fase σ, observou-se também a presença de um fino precipitado nas interfaces entre as fases α e γ e também dentro dos grãos de γ nas amostras do aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC em todos os tempos de tratamento térmico. As imagens por MFA da Figura 5.15 ilustram em detalhe estes precipitados observados no aço inoxidável duplex envelhecido a 850ºC em diferentes tempos de exposição. Como pode ser observado na Figura 5.15, trata-se de um fino precipitado com forma aproximadamente esférica, salvo alguns casos isolados e que se encontram predominantemente nas interfaces entre as fases α e γ. Estes precipitados também são mais duros do que as fases que originalmente compõem a liga e por este motivo aparecem topograficamente mais elevados. Além disso, observou-se que estes precipitados possuem uma cinética mais rápida do que a fase σ nesta liga uma vez que a sua presença foi observada já nas amostras envelhecidas a 850ºC por 5h enquanto que a fase σ só foi observada em amostras envelhecidas nesta mesma temperatura com tempo de duração de 50h. Diversos trabalhos voltados para a caracterização de fases indesejáveis que se formam em aços inoxidáveis duplex nesta faixa de temperaturas indicam que ocorre a formação de 74

104 Cr 2 N nesta região de interface entre as fases e que estes precipitados possuem os aspectos morfológicos idênticos aos dos precipitados aqui observados. Dentre estes trabalhos, pode-se citar o de e Straffeline et al. (2009) e o de Reis et al. (2012) que identificaram a presença de Cr 2 N em aços inoxidáveis duplex UNS S32304 após envelhecimento entre 750ºC e 850ºC. Além do trabalho de Zucato et al. (2002) que também visualizaram a presença de Cr 2 N em um aço inoxidável duplex UNS S31803 após envelhecimento a 850ºC por 6min. Apesar de não ter sido realizado análises com propósito de confirmar a composição química destes precipitados, confirma-se que se trata realmente de Cr 2 N. A explicação para sua mais rápida cinética, se comparada com a formação da fase σ, reside no fato de que o mecanismo de precipitação de Cr 2 N está relacionado com a difusão do elemento N. A difusão do N é mais rápida do que a do Cr, independentemente da fase em que ele está solubilizado, por ser um elemento intersticial. Logo, Cr 2 N se forma mais rapidamente que outros precipitados que não são formados por elementos de liga intersticiais. γ α α α Cr 2 N γ Cr 2 N Cr 2 N γ (a) (b) (c) Figura 5.15: Imagens por MFA ilustrando a presença de finos precipitados nas interfaces entre as fases α e γ do aço inoxidável duplex UNS S32304 após envelhecimento a 850ºC por (a) 5h, (b) 10h e (c) 50h. Sentido longitudinal à laminação X. Polimento com OP-S. A Figura 5.16 ilustra uma imagem por MFA processada digitalmente para se obter dimensões do precipitado de Cr 2 N em uma amostra envelhecida a 850ºC por 50h. Conforme pode ser observado nesta figura, os precipitados de Cr 2 N medem aproximadamente 360nm de diâmetro. Dimensão maior que as observadas por Reis et al. (2012) que foi da ordem de 200nm. Esta diferença é explicada pelo fato de que neste trabalho foram realizados tratamentos isotérmicos com tempos de exposição de até 50h e Reis et al. (2012) realizaram tratamentos isotérmicos na mesma temperatura, mas com duração de no máximo 24h. Logo, o maior tempo de exposição explica o crescimento do precipitado que apresentou maior dimensão. 75

105 Figura 5.16: Perfil topográfico obtido por MFA de um precipitado de Cr 2 N observado no aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. Sentido longitudinal à laminação Ensaios Mecânicos Na sequência, segue a apresentação dos resultados obtidos com a realização dos ensaios para avaliar o efeito dos diversos tratamentos isotérmicos propostos no comportamento mecânico do aço inoxidável duplex UNS S32304 estudado Aço inoxidável duplex envelhecido a 475ºC Ensaios de tração Os resultados dos ensaios de tração para o aço no estado de entrega e após o tratamento isotérmico a 475ºC por 100h estão relacionados na Tabela 5.1. Tabela 5.1: Efeito do tratamento isotérmico a 475ºC por 100h no comportamento mecânico sob tração do aço inoxidável duplex UNS S Condição σ US (MPa) σ YS (MPa) ε uniforme (%) ε total (%) RA (%) Média DP Média DP Média DP Média DP Média DP Est. de Entrega 710 9, , ºC por 100h , , ,5 Os dados apresentados na Tabela 5.1 sobre os efeitos do tratamento isotérmico à temperatura de 475ºC no comportamento em tração do aço inoxidável duplex estudado estão 76

106 ilustrados na forma de gráfico na Figura 5.17 para melhor visualização. As curvas tensãodeformação para o aço inoxidável no estado de entrega e após envelhecimento a 475ºC por 100h estão ilustradas na Figura Figura 5.17: Variação do comportamento mecânico do aço inoxidável duplex UNS S32304 em função do tratamento isotérmico a 475ºC. Figura 5.18: Curvas σ-ε médias para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após envelhecimento a 475ºC por 100h. Comparando os resultados dos ensaios de tração, na Tabela 5.1, para o aço inoxidável duplex UNS S32304 estudado no estado de entrega com os valores especificados pelo fabricante da liga (Aperam South America) constatou-se que os valores do limite de resistência à tração e do limite de escoamento se apresentaram aproximadamente 30MPa abaixo do especificado. Diferença esta considerada pouco significativa. Já o valor do alongamento se apresentou acentuadamente superior ao especificado pelo fabricante, mas o resultado aqui encontrado para este parâmetro não pode ser comparado com as especificações do fabricante uma vez que o fabricante considera a utilização de corpos de prova com 77

107 comprimento de 50mm. Conforme também pode ser observado pela análise dos dados na Tabela 5.1, todos os tratamentos térmicos implicaram em algum tipo de alteração no comportamento mecânico do aço UNS S O tratamento isotérmico a 475ºC conferiu ao material um acentuado aumento na tensão limite de resistência à tração, subindo de 710MPa no estado de entrega para 957MPa após o tratamento térmico, o equivalente a 34,7% de acréscimo. Também ocorreu aumento expressivo na tensão limite de escoamento sendo que esta subiu de 533MPa para 679MPa. Neste caso o aumento foi equivalente a 27,4%. Como se esperava, a capacidade do material de se deformar antes do colapso diminuiu com o envelhecimento a 475ºC, conforme normalmente ocorre em praticamente todas as ligas metálicas. A deformação total reduziu de 56% para 43%. Neste caso, uma diminuição em percentual de 23,2% na deformação total. Outra situação que se pôde observar foi que o material se deforma uniforme e proporcionalmente menos após a exposição à temperatura de 475ºC. O percentual de deformação uniforme em relação à deformação total para o aço no estado de entrega foi de 66,1%; enquanto o mesmo parâmetro para o aço envelhecido na condição acima mencionada foi de 44,2%. Olhando por outra ótica, conforme foi dito, a redução na deformação total devido ao envelhecimento foi de 23,2%; enquanto que a redução na deformação uniforme pelo mesmo motivo foi de 48,6%. Ou seja, além de se deformar menos após este envelhecimento, a deformação uniforme ficou ainda mais comprometida por apresentar maior redução. Todas as alterações observadas no aço UNS S32304 quanto ao comportamento tensãodeformação, após o tratamento isotérmico a 475ºC, indicam que ocorreu a precipitação da fase α na fase α assim como a literatura sugere que ocorreria. Entre os dados da literatura que mais se aproximam dos que aqui foram observados, pode-se citar os publicados por Sahu et al. (2012) que estudaram os mecanismos de iniciação de trinca por fadiga em um aço inoxidável duplex UNS S31803 após envelhecimento a 475ºC por 100h. Em seu trabalho Sahu et al. (2012) relataram que após o tratamento isotérmico a tensão limite de resistência à tração aumentou de 767MPa para 978MPa; a tensão limite de escoamento aumentou de 525MPa para 675MPa e a deformação diminuiu de 60% para 54%. Resultados, apesar de não serem de aços inoxidáveis duplex idênticos, são muito similares. Fato este que sugere a precipitação de α no aço aqui estudado também e que, mesmo sem Mo na sua constituição, esta liga é tão sensível à precipitação da fase α quanto às demais ligas da família de aços inoxidáveis duplex. 78

108 O efeito do envelhecimento à 475ºC no percentual de redução de área foi similar ao ocorrido com a deformação só que com menor intensidade, conforme pode ser observado na Figura 5.17 e na Tabela 5.1. Também ocorreu o fenômeno de delaminação em todos os ensaios de tração para o aço na condição envelhecido, independentemente da temperatura de tratamento térmico. Fato que pode ser observado pela curva tensão-deformação do aço envelhecido à 475ºC por 100h. Trata-se da abrupta redução da tensão que precedeu a ruptura final do corpo de prova. Este assunto será discutido em detalhes mais adiante quando forem apresentados os efeitos do tratamento isotérmico a 850ºC nas propriedades de tração do aço inoxidável duplex estudado. Ensaios de dureza Os valores de dureza do aço inoxidável duplex UNS S32304 estudado no estado de entrega e após o tratamento isotérmico a 475ºC em função do tempo de exposição estão listados na Tabela 5.2. Tabela 5.2: Valores de dureza Vickers (carga 62,5kg) do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após tratamento isotérmico a 475ºC em diferentes tempos de exposição. Condição Medições Desvio Média padrão Est. Entrega ,5 6,6 475ºC 1h ,7 2,9 475ºC 6h ,1 475ºC 12h ,3 3,2 475ºC 25h ºC 50h ,3 6,7 475ºC 100h ,5 2,3 Os efeitos do tratamento isotérmico a 475ºC em função do tempo de exposição na dureza da liga estudada estão ilustrados na forma de gráfico na Figura Conforme pode ser observado nesta figura, a dureza do aço aumenta com o tempo de envelhecimento a 475ºC. Fato que indica um processo evolutivo na precipitação da fase α. Além disso, observou-se que a taxa de endurecimento é alta nas primeiras horas de envelhecimento a 475ºC, passa por um regime de transição no intervalo entre 25 e 50h e se apresenta bem mais baixa após 50h de envelhecimento. Choo et al. (1997) explicam que este comportamento na taxa de endurecimento indica a ocorrência de dois estágios na evolução da precipitação da fase α devido ao mecanismo de decomposição da fase α em α (rica em Cr) mais α (rica em Fe). 79

109 Segundo estes pesquisadores, no primeiro estágio o mecanismo de transformação é por decomposição espinodal e no segundo estágio, ocorre simplesmente o crescimento da fase α. O pouco expressivo aumento da dureza nos intervalos de tempo entre 50 e 100h de envelhecimento a 475ºC também podem ser explicados levando em conta os resultados de Weng et al. (2004) que afirmam que o fenômeno de decomposição da fase α em um aço UNS S31803 termina aproximadamente após 64h de envelhecimento a 475ºC. IMOA (2009) relata que ocorre somente aumento na dureza do aço no estágio inicial de formação da fase α e que a fragilização propriamente dita, com redução da energia absorvida ao impacto, só será observada após um tempo maior de envelhecimento (veja as curvas de transformação isotérmica na Figura 3.9). Figura 5.19: Dureza do aço inoxidável duplex UNS S32304 após diversos tratamentos isotérmicos na temperatura de 475ºC. Escala de dureza Vickers, carga 62,5kg. Ensaios de microdureza Empregando-se técnicas de medição de microdureza foi possível avaliar os efeitos dos tratamentos isotérmicos nas fases α e γ de maneira isolada. Os resultados de microdureza das fases α e γ do aço inoxidável duplex UNS S32304 estudado no estado de entrega e após envelhecimento a 475ºC com diversos tempos de exposição estão listados na Tabela 5.3. Tabela 5.3: Valores de microdureza Vickers (carga de 10g) do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após tratamento isotérmico a 475ºC com diversos tempos de exposição. Estado de Envelhecido a 475ºC Condição entrega 01h 06h 12h 25h 50h 100h Dureza média α Desvio padrão Dureza média γ Desvio padrão

110 A Figura 5.20 ilustra os resultados de microdureza realizados nas fases α e γ das amostras envelhecidas a 475ºC como função do tempo de tratamento isotérmico. Figura 5.20: Microdureza Vickers (carga de 10g) nas fases α e γ do aço inoxidável duplex UNS S32304 em função do tempo de envelhecimento a 475ºC. Conforme pode ser observado pela Figura 5.20, inicialmente a fase α possui dureza inferior à fase γ. Mas, à medida que o aço é exposto ao tratamento isotérmico a 475ºC, a dureza da fase α aumenta de maneira expressiva com o aumento do tempo de envelhecimento enquanto que a dureza da γ permanece praticamente inalterada. Estes dados indicam que as alterações microestruturais devido a este tratamento térmico ocorreram somente na fase α, conforme mostrado por Chandra et al. (2010) e é um fato que vem a corroborar com a ocorrência da precipitação da fase α na fase α. A mudança na microdureza da fase α apresentou aspecto similar à mudança na dureza global da liga, fortalecendo a ocorrência dos fenômenos já explicados anteriormente com base nos resultados de dureza. Além do que já foi mencionado, o expressivo aumento da dureza da fase α como função do tempo de envelhecimento a 475ºC confirmam o mecanismo de precipitação da fase α por decomposição espinodal da fase α. Segundo Hättestrand et al. (2009) só ocorre aumento acentuado na dureza da fase α devido à presença da fase α quando o mecanismo de precipitação é por decomposição espinodal. Quando o mecanismo de precipitação é por nucleação e crescimento, o aumento da dureza não é observado de maneira tão acentuada. Apesar da considerável dispersão nos resultados das medições de microdureza em ambas as fases α e γ, estes indicam a tendência real de comportamento do material. Esta dispersão se deve à baixa carga empregada nas medições que, por sua vez, foi escolhida para 81

111 garantir que as medições em cada uma das fases fossem o mínimo possível influenciada pelas fases adjacentes. A Figura 5.21 ilustra as identações de microdureza realizadas nas fases α e γ do aço inoxidável duplex no estado de entrega e após o envelhecimento a 475ºC por 100h. γ γ α α (a) (b) Figura 5.21: Identações de microdureza Vickers (carga 10g) nas fases α e γ do aço inoxidável duplex UNS S32304, (a) no estado de entrega e (b) após envelhecimento a 475ºC por 100h X. Ataque eletrolítico com ácido oxálico. Conforme pode ser observado na Figura 5.21-a a identação na fase γ é ligeiramente menor do que na fase α confirmando que, no estado de entrega a fase γ é mais dura. Esta maior dureza esta associada ao mecanismo de aumento de resistência mecânica por solução sólida do elemento N, conforme descrito por Sahu et al. (2009) e Charles (1991). Já na imagem da Figura 5.21-b observa-se que praticamente não houve alteração nas dimensões da identação na fase γ devido ao envelhecimento a 475ºC confirmando que esta fase não sofre alterações microestruturais nesta faixa de temperatura. Mas, quanto à fase α observa-se acentuada redução no tamanho da identação observada na Figura 5.21-b se comparada com a identação na mesma fase ilustrada na Figura 5.21-a. Isto devido ao aumento da dureza da fase α em função da precipitação da fase α. Ensaios de tenacidade ao Impacto Os resultados dos ensaios de tenacidade ao impacto à temperatura ambiente para as amostras do aço UNS S32304 no estado de entrega e após envelhecimento a 475ºC em difrentes tempos de exposição estão expressos na Tabela

112 Tabela 5.4: Valores de energia absorvida ao impacto e expansão lateral na temperatura ambiente para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após tratamentos isotérmicos a 475ºC. Condição Corpo de Prova Desvio Média padrão Est. Entrega Energia Absorvida (J) ,3 Expansão Lateral (mm) 2,10 2,00 2,15 1,80 2,20 2,05 0,16 475ºC 1h Energia Absorvida (J) ,4 Expansão Lateral (mm) 1,90 2,10 1,70 1,80 1,85 1,87 0,15 475ºC 6h Energia Absorvida (J) ,1 Expansão Lateral (mm) 1,60 1,50 1,70 1,55 1,60 1,59 0,07 475ºC 12h Energia Absorvida (J) ,3 Expansão Lateral (mm) 1,40 1,30 1,40 1,20 1,30 1,32 0,08 475ºC 25h Energia Absorvida (J) ,8 Expansão Lateral (mm) 1,20 1,15 1,10 1,15 1,20 1,16 0,04 475ºC 50h Energia Absorvida (J) ,14 Expansão Lateral (mm) 1,00 0,90 0,95 0,90 1,10 0,97 0,08 475ºC 100h Energia Absorvida (J) ,35 Expansão Lateral (mm) 0,70 0,75 0,75 0,80 0,75 0,75 0,04 Os resultados expressos na Tabela 5.4 para a energia absorvida ao impacto e expansão lateral em função do tempo de exposição a 475ºC estão ilustrados na Figura (a) (b) Figura 5.22: Efeito do tempo de envelhecimento a 475ºC na energia absorvida (a) e expansão lateral (b) do aço inoxidável duplex UNS S32304 na temperatura ambiente. Conforme pode ser analisado na Figura 5.22-a, o efeito do tratamento isotérmico a 475ºC é deletério ao material reduzindo a energia absorvida ao impacto à medida que aumenta o tempo de exposição nesta temperatura. Estes resultados indicam a evolução da precipitação da fase α ao longo do tempo. Também se observou que a taxa de redução na energia absorvida ao impacto é maior nas primeiras 40 horas de tratamento térmico e que após 50h os efeitos nesta propriedade não são tão acentuados. Comportamento este que evidencia a ocorrência de dois estágios no processo evolutivo da precipitação da fase α conforme foi 83

113 mostrado por Albuquerque et al. (2010) e Silva et al. (2009). O mesmo efeito se observa na Figura 5.22-b quanto à expansão lateral, que diminuiu na mesma proporção em função da contínua fragilização do material. Os resultados encontrados estão de acordo com a literatura acadêmica e científica que narram os efeitos da fase α na tenacidade ao impacto de aços inoxidáveis duplex. Entre outros autores que observaram o mesmo fenômeno, pode-se citar os trabalhos de Chandra et al. (2010), Yang et al. (2009) que estudaram a faixa de temperaturas que a fase α se forma e o trabalho de Fontes (2009) que avaliou o efeito do tempo de envelhecimento a 475ºC em diferentes propriedades de um aço inoxidável duplex. Em todos estes trabalhos foram observados a fragilização de aços inoxidáveis duplex devido à presença da fase α na sua microestrutura. É importante mencionar que nenhum destes trabalhos foi realizado com a liga UNS S A maioria das pesquisas se concentra no aço inoxidável duplex UNS S31803 que é a liga mais largamente produzida industrialmente da classe de aços inoxidáveis duplex. Os resultados encontrados nesta pesquisa indicam que o aço inoxidável lean duplex analisado é tão sensível à precipitação da fase α quanto às ligas UNS S31803, conforme também já havia sido observado com os ensaios de tração. Conforme já foi mencionado, IMOA (2009) relata que as alterações quanto ao comportamento mecânico devido à precipitação da fase α no seu estágio inicial de formação ocorre com a observação do aumento na dureza do aço e que a fragilização propriamente dita, com redução da energia absorvida ao impacto, só será observada após um tempo maior de envelhecimento ( Figura 3.9). A Figura 5.23 ilustra simultaneamente a relação entre o efeito da evolução da precipitação da fase α na dureza e na energia absorvida ao impacto do aço inoxidável duplex estudado. Como pode ser observado nesta figura, para a primeira hora de envelhecimento a dureza do aço UNS S32304 aumentou substancialmente. O valor de dureza da liga subiu de 249,5HV no estado de entrega para 277,7HV após uma hora de envelhecimento a 475ºC. Aumento este da ordem de 11,3%. Já a energia absorvida ao impacto diminuiu de 174J no estado de entrega para 168J após uma hora de envelhecimento. Redução de apenas 6J. Valor este bem menor que o desvio padrão encontrado para os ensaios de tenacidade ao impacto nestas condições. Portanto, a redução na energia absorvida ao impacto após uma hora de envelhecimento a 475ºC pode ser considerada desprezada. Logo, os resultados constatam o fenômeno mencionado por IMOA (2009) devido ao fato de praticamente ter sido observado somente alterações na dureza do aço inoxidável duplex UNS S32304 na primeira hora de envelhecimento a 475ºC. Os experimentos realizados por Albuquerque et al. (2010) e Silva et 84

114 al. (2009), para evidenciar este fenômeno, foram feitos em um aço inoxidável duplex envelhecido a 425ºC. Temperatura esta em que a cinética de formação da fase α é mais lenta. Nestes trabalhos a redução da energia absorvida ao impacto só foi observada após 25h de envelhecimento. Figura 5.23: Efeito do tempo de envelhecimento a 475ºC na dureza e na energia absorvida ao impacto do aço inoxidável duplex UNS S32304 na temperatura ambiente. Ensaios de Fadiga O objetivo principal deste trabalho foi avaliar o efeito de diferentes tratamentos isotérmicos no comportamento em fadiga de um aço inoxidável duplex UNS S Conforme a literatura descreve praticamente todos os aços inoxidáveis duplex são suscetíveis a precipitação de fases indesejáveis em uma ampla faixa de temperaturas. Para avaliar a influência da presença destas fases no comportamento em fadiga do aço mencionado curvas de Wöhler referente ao regime de vida finita em fadiga foram obtidas para o aço no estado de entrega e após tratamentos isotérmicos a 475ºC por 100h e 850ºC por 50h. A Figura 5.24 ilustra as curvas de Wöhler para o aço UNS S32304 no estado de entrega e após o envelhecimento na temperatura de 475ºC por 100h. Observando a Figura 5.24 constata-se que, após a exposição da liga à temperatura de 475ºC esta apresentou substancial aumento na resistência à fadiga tanto no regime em fadiga de baixo ciclo quanto no regime em fadiga de alto ciclo. O aumento estimado na resistência à fadiga para uma vida de 10 3 ciclos devido ao envelhecimento a 475ºC foi da ordem de 35%. Já a resistência à fadiga para uma vida de 10 6 ciclos apresentou aumento estimado de 27%, também devido ao envelhecimento a 475ºC. Estas alterações no comportamento em fadiga 85

115 ocorreram devido à precipitação da fase α na fase α. Mas o aumento da resistência à fadiga após o tratamento isotérmico a 475ºC não pode ser explicado simplesmente pelo fato de ter ocorrido o aumento da resistência da liga. A questão envolve um sistema bifásico. Qualquer alteração em uma ou em ambas as fases irá refletir em complexas alterações no comportamento geral da liga, como é o caso do comportamento mecânico. Figura 5.24: Curvas de Wöhler referentes ao regime de fadiga com vida finita para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após envelhecimento a 475ºC por 100h. Diversos fatores influenciam no comportamento em fadiga dos aços inoxidáveis duplex além da presença de precipitados, como é o caso da fase α. Estudos relacionados a estes diferentes fatores que influenciam no comportamento em fadiga de aços inoxidáveis duplex incluem a pesquisa de Strubbia et al. (2012) que avaliaram o comportamento em fadiga quanto a nucleação de trincas curtas em dois aços inoxidáveis classificados como lean duplex. Strubbia et al. (2012) mostraram que a liga UNS S32003 apresentou maior resistência à nucleação de trincas curtas por fadiga que a liga UNS S32101 devido ao fato da primeira possuir maior concentração de Mo em sua composição. Em ambas as ligas a nucleação de trincas ocorre em intrusões na fase α, por ser esta mais macia que a fase γ. A maior resistência à fadiga da liga UNS S32003 se deve ao fato do Mo funcionar como elemento que aumenta a resistência por solução sólida da α, dificultando a mobilidade de discordâncias e a consequente formação de intrusões e extrusões na superfície do corpo de prova. Outra pesquisa relacionada ao comportamento em fadiga de aços inoxidáveis duplex devido a fatores desvinculados à presença de fases indesejáveis é a de Mateo et al. (2003). Neste trabalho foi investigado o efeito da disposição granulométrica do material (anisotropia) no 86

116 comportamento em fadiga de um aço UNS S Seus resultados indicaram que a diminuição na resistência à fadiga ocorreu quando o sentido de carregamento induziu a nucleação e o crescimento de microtrincas no sentido longitudinal ao sentido de laminação, por não haver barreiras eficientes que retardassem o seu crescimento nesta direção. Tanto Strubbia et al. (2012) quanto Mateo et al. (2003) mostraram que as interfaces entre as fases α e γ são um eficiente mecanismo para retardar a propagação de microtrincas por fadiga. Düber et al. (2006) ainda completam que as interfaces entre as fases representam uma barreira à propagação de microtrincas muito mais eficiente que os contornos de grãos das respectivas fases. Já Alvarez-Armas et al. (2007) investigaram os mecanismos de nucleação de trincas em um aço inoxidável duplex com baixo teor de N e com fração volumétrica de α de 70%. Seus resultados evidenciaram que bandas de deslizamento aparecem na superfície dos corpos de prova somente na fase α quando os níveis de deformação impostos são relativamente baixos. Nesta condição, as trincas nucleiam nos contornos de grão da fase α. À medida que a amplitude de deformação aumenta, as bandas de deformação começam a surgir também nos grãos de γ e os sítios para nucleação de trincas passam a ser as interfaces entre as fases α e γ. Quanto aos efeitos específicos da fase α no aumento da resistência à fadiga Sahu et al. (2009) explicaram que, este se dá devido à restrição à deformação da fase α devido à presença deste precipitado. Já foi mostrado pela literatura que trincas por fadiga nucleiam em sítios como intrusões ou bandas de cisalhamento na fase α de aços inoxidáveis duplex no estado recozido por esta ser normalmente mais macia que a fase γ (Alvarez-Armas et.al. 2007). No entanto, com o aumento da resistência da fase α devido à presença da fase α, o mecanismo de nucleação de trinca por fadiga se altera completamente passando à ocorrer na fase γ, que fica mais macia (Sahu et al., 2012). Chai (2006) realizou pesquisas em aço inoxidável duplex UNS S31803 e também observou que neste aço no estado recozido as trincas nucleiam na fase α. Mas quando o aço foi envelhecido a 475ºC, a fase α ficou mais dura que a fase γ e a partir desta condição também foram observadas trincas iniciando também na γ. Além disso, a magnitude da amplitude de tensões aplicada também influencia. Os sítios de nucleação de trincas por fadiga podem ser maclas ou bandas de deslizamento persistente na γ de aços inoxidáveis duplex envelhecidos a 475ºC dependendo da amplitude de tensões, conforme foi mostrado por Sahu et al. (2012). No entanto, Alvarez-Armas et al. (2012) mostraram que a nucleação de trincas por fadiga em aços inoxidáveis duplex envelhecidos a 475ºC ocorre também na interface entre as fases α e γ se o regime de fadiga for de alto ciclo. Quando o regime de fadiga é de baixo ciclo, mesmo com grande restrição à deformação plástica na fase 87

117 α devido à precipitação da fase α, trincas nucleiam nesta fase. Balbi et al. (2009) também mostraram que trincas nuclearam na fase α de um aço inoxidável duplex UNS S31803 tanto no estado recozido quanto após ao envelhecimento a 475ºC quando o regime de fadiga era de baixo ciclo. Mas, segundo Balbi et al. (2009), o mecanismo que conduz a nucleação de trinca nas duas condições é completamente diferente. No estado recozido a fase α mais macia apresenta facilidade em se deformar plasticamente. Fato este que leva à formação de bandas de deslizamento persistente que, por sua vez, irão caracterizar sítios para nucleação de trincas. Já no aço envelhecido, a restrição à deformação plástica na α leva à formação de maclas em alguns planos favoráveis. Estas maclas se tornaram os novos sítios para nucleação de trincas na fase α. Vogt et al. (2002) avaliaram o efeito das frações volumétricas das fases α e γ no comportamento em fadiga com controle de deformação de um aço inoxidável duplex no estado recozido e após envelhecimento a 475ºC. Seus resultados mostraram que a presença da fase α na fase α não conduz a alterações no comportamento em fadiga quando a fração volumétrica de γ é da ordem de 70%. Baseado no exposto acima se constatou que, no regime de fadiga de baixo ciclo (com vida em fadiga inferior a 10 3 ciclos) o aumento da resistência à fadiga devido ao tratamento isotérmico a 475ºC está relacionado principalmente com os mecanismos de nucleação de trincas por fadiga. No estado de entrega as trincas nucleiam principalmente em contornos de grão da fase α devido à formação de bandas de deslizamento persistente. Estas bandas de deslizamento persistente se formam justamente na fase α por ser mais macia que a fase γ e, obviamente mais propensa à deformação plástica. Após o envelhecimento, as trincas por fadiga ainda nucleiam na fase α quando o regime de fadiga é de baixo ciclo, mas nesta segunda condição a fase α oferece grande resistência à deformação plástica, modificando o mecanismo de nucleação de trincas. Nesse caso, a formação de maclas é que irá explicar o mecanismo para nucleação das trincas por fadiga. O estágio de crescimento de trincas por fadiga também possui importante papel no regime de fadiga de baixo ciclo. Esta etapa está diretamente ligada à zona plástica que se desenvolve na ponta da trinca. Imagina-se que a fase α mais dura devido ao envelhecimento apresentaria menos resistência à propagação de trincas por desenvolver menor zona plástica na extremidade desta trinca. Mas, como a liga é bifásica e a fase γ não sofreu alteração com a exposição a 475ºC, esta segunda fase ajuda a conter a propagação da trinca da mesma maneira que ocorreria no aço anteriormente ao tratamento térmico. Outra consideração para esta discussão reside no fato de que o aço ficou mais resistente com o envelhecimento, logo é necessário impor níveis mais altos de carregamento para desenvolver deformação plástica na ponta da trinca. Sendo assim, o estágio de 88

118 propagação de trincas por fadiga no regime de baixo ciclo provavelmente apresentou menor influencia que o estágio de nucleação de trincas devido à fragilização a 475ºC. É importante mencionar também que o aumento na resistência à fadiga em regime de baixo ciclo devido à presença de precipitados de α depende da ótica em que se esta avaliando. Aqui foi observado este aumento na resistência à fadiga por terem sidos realizados ensaios de fadiga com controle de tensão e, obviamente, com o aumento da resistência da liga são necessários maiores níveis de tensão para se obter a mesma vida em fadiga. Mas se estes ensaios de fadiga tivessem sido realizados com controle de deformação os resultados poderiam indicar comportamento diferente, como os resultados de Sahu et al. (2009) mostraram. Sahu et al. (2009) realizaram ensaios de fadiga com controle de deformação em um aço inoxidável duplex UNS S31803 no estado recozido e após envelhecimento a 475ºC por 100h e constataram que as vidas em fadiga nas duas condições convergem à medida que se aumenta a amplitude de deformação. Ou seja, para condições de fadiga com controle de deformação, as resistências à fadiga são similares para as duas condições do material no regime de fadiga de baixo ciclo. Já no regime de fadiga de alto ciclo, conforme foi exposto, ocorrem alterações no mecanismo de nucleação de trincas devido ao envelhecimento a 475ºC. Antes da realização do tratamento isotérmico as trincas por fadiga nucleavam na fase α. Após a exposição à temperatura de 475ºC o endurecimento da fase α faz com que esta fique mais resistente à deformação plástica do que a fase γ. Como consequência deste fenômeno, as trincas por fadiga passam a nuclear na fase γ. A γ não é tão resistente quanto a α após o envelhecimento, mas é mais resistente que a α no estado solubilizado. Logo, mesmo as trincas por fadiga nucleando agora na fase γ, que praticamente não sofreu alterações metalúrgicas devido ao envelhecimento, esta faz com que a liga apresente maior resistência à fadiga. Como a fase γ não é tão resistente quanto à fase α após o envelhecimento, conforme foi mostrado com as medições de microdureza, o aumento na resistência à fadiga em alto ciclo foi um pouco menor que o mesmo para o regime em fadiga de baixo ciclo. É importante comentar que, segundo Stephens et al. (2001), no regime de fadiga de alto ciclo, praticamente a totalidade da vida em fadiga é gasta no estágio de nucleação de trincas. Sendo assim, as alterações no mecanismo de crescimento de trincas seriam ainda menos significativas no regime de fadiga de alto ciclo do que foram no regime de fadiga de baixo ciclo. Lembrando que, por se tratar de um sistema bifásico, e por não ocorrer alterações em uma das fases devido ao envelhecimento, supõe-se que a etapa de crescimento de trinca reflita menos no comportamento em fadiga neste caso. 89

119 Os gráficos da Figura 5.25 relacionam as resistências à fadiga para 10 3 e 10 6 ciclos com as propriedades mecânicas convencionais que apresentaram variação proporcional devido ao tratamento isotérmico a 475ºC. (a) (b) Figura 5.25: Relação entre as propriedades mecânicas de tração e dureza com a resistência à fadiga para o aço inoxidável duplex no estado de entrega e após envelhecimento a 475ºC por 100h: em baixo ciclo (a) e em alto ciclo (b). Em ambos os gráficos da Figura 5.25, todos os valores para as propriedades mecânicas de tração e de dureza relacionadas com os menores valores para a resistência à fadiga são do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega. Já os valores para as propriedades mecânicas de tração e de dureza relacionadas com os maiores valores de resistência à fadiga, tanto para o regime de baixo ciclo quanto para o regime de alto ciclo, são referentes ao aço inoxidável duplex envelhecido a 475ºC por 100h. Como pode ser observado nos gráficos da Figura 5.25, o limite de resistência à tração aumenta substancialmente após o envelhecimento a 475ºC. Como consequência, a resistência à fadiga tanto em baixo ciclo quanto em alto ciclo também aumenta quase que proporcionalmente. O mesmo comportamento foi observado no que diz respeito às relações entre a tensão limite de escoamento e a resistência à fadiga em baixo e alto ciclo. Estes parâmetros são proporcionais entre si. Ou seja, variações para mais ou para menos no limite de escoamento implicaram em variações no mesmo sentido da resistência à fadiga. Este fenômeno pode ser explicado levando em conta que, se a liga 90

120 oferece maior resistência à deformação plástica, mais difícil será para formar sítios para nucleação de trincas (intrusões e extrusões). Observou-se também por meio dos gráficos da Figura 5.25 uma relação de proporcionalidade entre a dureza global da liga e a dureza da fase α com a resistência à fadiga. Sendo que o aumento destas propriedades refletiu no aumento da resistência à fadiga. Mais uma vez, este comportamento se deve ao fato da resistência mecânica que a liga oferece à deformação plástica refletindo diretamente na formação ou não de pontos propícios à nucleação de trinca de fadiga. A dureza da fase γ não possui relação com a mudança na resistência à fadiga devido ao tratamento isotérmico a 475ºC uma vez que este tratamento praticamente não altera as características desta fase. A Figura 5.26 apresenta em gráficos as relações entre alongamento e tenacidade ao impacto com a resistência á fadiga em regime de baixo e alto ciclo para o aço inoxidável duplex no estado de entrega e após o tratamento isotérmico a 475ºC por 100h. Em ambos os gráficos da Figura 5.26, os maiores valores de energia absorvida ao impacto e porcentagem de alongamento associados aos menores valores para a resistência à fadiga são do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega. Enquanto que, os menores valores de energia absorvida ao impacto e porcentagem de alongamento associados aos maiores valores resistência à fadiga são referentes ao aço após envelhecimento a 475ºC por 100h. Por meio da análise dos gráficos da Figura 5.26 observou-se que existe uma relação inversa entre a energia absorvida ao impacto e a resistência à fadiga, tanto em regime de baixo quanto em regime de alto ciclo. O fato do aço apresentar fragilização ao impacto não está diretamente relacionado com o aumento da resistência à fadiga. A diminuição da energia absorvida ao impacto ocorreu devido a transformações microestruturais que levaram a liga a ter um ganho substancial na dureza e na resistência mecânica. Estes parâmetros, dureza e resistência mecânica, é que estão relacionados ao comportamento em fadiga e se referem a maior ou menor resistência que a liga oferece à deformação plástica. Mesmo porque, nenhum dos tratamentos térmicos anulou completamente a capacidade da liga de se deformar plasticamente, ou seja, tornou-a completamente frágil. A liga apresentou variações quanto à ductilidade, mas em todos os casos ela ainda apresentou-se dúctil. O mesmo pôde-se observar quando se relacionou deformação, na forma de alongamento, com resistência à fadiga. Quando o aço apresentou maior deformação foi devido ao fato dele ter ficado mais macio; este evento implicou na redução da resistência à fadiga uma vez que concentradores de tensão onde microtrincas nucleiam surgem, neste caso, na superfície do corpo de prova mais facilmente. 91

121 (a) (b) Figura 5.26: Relações entre tenacidade ao impacto e alongamento com a resistência à fadiga em regime de baixo ciclo (a) e alto ciclo (b) para o aço inoxidável duplex no estado de entrega e envelhecido a 475ºC por 100h Aço inoxidável duplex envelhecido a 850ºC Ensaios de Tração Os resultados dos ensaios de tração para o aço no estado de entrega e após o tratamento isotérmico a 850ºC por 50h estão relacionados na Tabela 5.5. Tabela 5.5: Efeito do tratamento isotérmico a 850ºC por 50h no comportamento mecânico sob tração do aço inoxidável duplex UNS S Condição σ US (MPa) σ YS (MPa) ε uniforme (%) ε total (%) RA (%) Média DP Média DP Média DP Média DP Média DP Est. de Entrega 710 9, , ºC por 50h , Os dados apresentados na Tabela 5.5 sobre os efeitos do tratamento isotérmico à temperatura de 850ºC no comportamento em tração do aço inoxidável duplex estudado estão ilustrados na forma de gráfico na Figura 5.27 para melhor visualização. 92

122 Figura 5.27: Variação do comportamento mecânico do aço inoxidável duplex UNS S32304 em função do tratamento isotérmico a 850ºC. Quanto aos efeitos do tratamento isotérmico a 850ºC, inicialmente pode-se citar o aumento na capacidade de se deformar antes de entrar em colapso, que subiu de 56% para 73%; o que representa um aumento de 30,4%. Quanto à deformação plástica uniforme, observou comportamento inverso ao apresentado pelo aço UNS S32304 envelhecido a 475ºC. Nesta segunda condição, ou seja, envelhecido a 850ºC, a fração referente à deformação uniforme é maior do que a observada no material no estado de entrega, sendo que 76,7% da deformação total se referiu à deformação uniforme após este envelhecimento. Além das alterações referentes à capacidade de se deformar após o envelhecimento a 850ºC, observou-se também redução na tensão limite de escoamento, diminuindo de 533MPa para 465MPa, redução esta de 13%. Esta redução na tensão limite de escoamento pode ser explicada pela diminuição do efeito do mecanismo de aumento de resistência por solução sólida devido à difusão de N do interior dos grãos, principalmente de γ, para as interfaces entre as fases. Região onde ocorreu a formação de Cr 2 N, conforme observado nas análises de MVS e demonstrado por Reis et al. (2012). Já a tensão limite de resistência à tração permaneceu praticamente inalterada, sendo que os resultados para o aço no estado de entrega foi de 710MPa e 728MPa após o tratamento isotérmico a 850ºC por 50h apesar do perfil da curva tensão-deformação ser significativamente diferente, conforme está ilustrado na Figura O limite de resistência à tração permaneceu praticamente inalterado após o envelhecimento a 850ºC devido ao fato de uma fração da fase γ ter sofrido transformação induzida por deformação em martensita α. Um dos fatores que evidenciou a transformação da γ em martensita induzida por deformação foi a mudança no perfil da curva tensãodeformação. Observou-se que o comportamento do aço mudou no que diz respeito ao índice de encruamento após o tratamento isotérmico a 850ºC se comparado com o comportamento 93

123 do aço no estado de entrega. Conforme pode ser observado na Figura 5.28, a curva tensãodeformação para o estado envelhecido a 850ºC apresentou inflexão no regime de deformação plástica após certo grau de deformação. O perfil desta curva é similar aos obtidos em aços inoxidáveis austeníticos devido à transformação martensítica induzida por deformação comum nesta classe de aços inoxidáveis (Krauss, 1997). Figura 5.28: Curvas σ-ε médias para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após envelhecimento a 850ºC por 50h. Análises por MFM evidenciaram que o mesmo fenômeno ocorreu no aço aqui estudado. Conforme já foi mencionado, a fase γ é paramagnética, portanto não interage com a sonda em análises por MFM, mas a martensita α induzida por deformação que possui estrutura cristalina CCC é ferromagnética. Portanto interage com a sonda em análises por MFM da mesma forma que a fase α. As imagens por MFA e MFM da Figura 5.29(a-f) evidenciam a presença de martensita α na fase γ em amostras extraídas dos corpos de prova de tração do aço inoxidável duplex UNS S32304 após o envelhecimento a 850ºC por 50h. Em todas as imagens por MFA ilustradas na Figura 5.29 a fase α se apresenta topograficamente mais elevada (regiões mais claras) e a fase γ se apresenta topograficamente mais baixa (regiões escuras). Por meio da imagem de domínios magnéticos ilustrada na Figura 5.29-d referente à região ilustrada na Figura 5.29-a para o aço envelhecido a 850ºC sem ter sofrido qualquer deformação é possível identificar claramente os pontos com alta interação magnética entre sonda e a superfície referentes à fase α e os pontos onde não ocorreu esta interação referente às regiões da fase γ. 94

124 α γ α α γ γ α γ γ α α γ α γ γ α γ α (a) (b) (c) (d) (e) (f) Figura 5.29: Imagens topográficas por MFA do aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h (a) não deformado e (b) extraído do corpo de prova de tração em um ponto afastado da fratura e (c) próximo à fratura. Imagens de domínios magnéticos por MFM (d) referente à região visualizada em (a), (e) referente à região visualizada em (b) e (f) referente à posição visualizada em (c) X. Polimento com OP-S. No entanto, ao analisar a imagem da Figura 5.29-e é possível identificar interação magnética entre sonda e amostra em regiões referentes à fase γ. As regiões delimitadas por retângulos e quadros nas imagens 5.29(b, e) auxiliam na visualização das regiões em que se observa interação magnética na fase γ. Isto porque nestes pontos a fase γ se transformou em martensita α induzida por deformação. A imagem ilustrada na Figura 5.29-b foi obtida em um ponto a certa de 15mm de distância da fratura da amostra extraída do corpo de prova de tração. Nesta região o grau de deformação é menor do que em pontos próximos da fratura, portanto observa-se uma fração volumétrica relativamente menor de martensita induzida por deformação do que nas proximidades da fratura. A imagem ilustrada na Figura 5.29-f se refere aos domínios magnéticos de um local bem próximo da fratura ilustrado topograficamente na Figura 5.29-c. Nesta imagem toda a fase γ aparece como sendo ferromagnética. Isto devido à grande fração volumétrica desta fase que se transformou em martensita induzida por deformação. Pinto (2001) observou fenômeno similar em um aço inoxidável duplex UNS S31803, mas devido à baixa temperatura em que o ensaio foi realizado, da ordem de -90ºC. A transformação induzida por deformação de γ em martensita α na temperatura ambiente no 95

125 aço inoxidável duplex após o tratamento isotérmico a 850ºC ocorreu devido à redução na concentração do elemento N desta fase para a formação de Cr 2 N. O N estabiliza a γ, a sua ausência tornou esta fase menos estável e elevou a temperatura de transformação martensítica (M D30 ) 8. Com isso ocorreu esta transformação metalúrgica durante os ensaios de tração na temperatura ambiente. É importante mencionar que pode ter ocorrido a formação de martensita induzida por deformação durante os ensaios de tração no aço inoxidável duplex no estado de entrega também, mas, se ocorreu, foi em um grau muito menor, pois a curva tensão-deformação não evidencia este fenômeno. Finalmente, observou-se que após os dois tratamentos térmicos o material apresentou mudança similar no comportamento quanto ao mecanismo de colapso. Em ambos os casos, instantes antes da ruptura final, uma trinca intergranular propagou no sentido longitudinal ao carregamento e paralela à superfície do material. Segundo Pinto (2001) este fenômeno é chamado de delaminação. A evidência deste evento é visível na curva tensão deformação pela abrupta redução da tensão antes do colapso do corpo de prova, tanto para o aço envelhecido a 475ºC quanto para o aço envelhecido a 850ºC (Figuras 5.18 e 5.28). Fenômeno que não foi observado no material no estado de entrega. A Figura 5.30 ilustra imagem por microscopia ótica da trinca devido à delaminação em um dos corpos de prova de tração envelhecidos a 850ºC. Delaminação Figura 5.30: Trincas intergranulares que propagaram longitudinalmente ao sentido de carregamento no ensaio de tração. Aço UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. 440X. Ataque químico Beraha. 8 Temperatura em que ocorre transformação de 50% de γ em martensita induzida por deformação quando se aplica 30% de deformação em tração (Krauss, 1997). 96

126 A partir da análise da Figura 5.30 é possível visualizar a propagação desta trinca ao longo da interface entre as fases α e γ. Pinto (2001) afirma que este fenômeno está relacionado à precipitação de fases intermetálicas fragilizantes. Em seu trabalho, Pinto (2001) realizou tratamentos térmicos a 850ºC em um aço inoxidável UNS S31803 por tempos que variaram entre 30 e 125 minutos e observou o fenômeno de delaminação em todos os ensaios de tração de todas as amostras envelhecidas assim como foi observado neste trabalho. No caso dos corpos de prova envelhecidos à 850ºC, a causa da propagação desta trinca longitudinal ao carregamento está relacionada principalmente com a presença da fase σ na interface entre as fases constituintes do aço. Análises por MFA da amostra ilustrada na Figura 5.30 evidenciaram a nucleação de trincas secundárias à trinca de delaminação em duas situações distintas. Na primeira delas, observou-se o surgimento destas trincas secundárias na fase α, próxima à interface com a fase γ. Na outra situação, observou-se que estas trincas secundárias também aparecem na interface entre as fases α e γ, em regiões onde partículas da fase σ estão presentes. Também observou-se a formação de cavitações nas interfaces entre as fases originais do aço e de partículas da fase σ. Como a fase σ é muito dura, ela não se deforma junto com as fases α e γ durante o ensaio de tração, como consequência disto observa-se a formação destas cavitações nas interfaces entre as fases constituintes da matriz e da fase σ. Estas cavitações representam intensos concentradores de tensões na microestrutura do material (Figura 5.31). Trincas Secundárias γ γ α γ α γ α γ α σ σ α γ Trinca Principal (a) (b) Figura 5.31: Imagens por MFA ilustrando o efeito da fase σ na ocorrência do fenômeno de delaminação no ensaio de tração no aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. Posição (a) região próxima à ponta da trinca principal de delaminação e posição (b) ampliação da região delimitada pelo quadrado em (a). (a) 1.400X e (b) 4.800X. Polimento com OP-S. 97

127 Outro item observado é que em alguns casos a partícula da fase σ se fragmentou também devido ao seu aspecto duro, portanto, frágil. A Figura 5.32 ilustra uma destas partículas da fase σ fraturada devido ao carregamento imposto durante o ensaio de tração. Figura 5.32: Imagem por MFA de uma partícula da fase σ fraturada no ensaio de tração do aço inoxidável duplex UNS S32304 após tratamento isotérmico a 850ºC por 50h X. Polimento com OP-S. A partir da análise da Figura 5.32 observa-se que a fragmentação da fase σ também leva à formação de cavitações nas interfaces entre as fases α e γ. Cavitações estas que funcionam como pontos de fragilização que propiciam a nucleação e propagação de trincas secundárias, como é o caso da trinca no fenômeno de delaminação. Os ensaios de tração indicaram que a precipitação da fase α devido ao tratamento térmico a 475ºC também levam o material a apresentar este comportamento no que diz respeito ao mecanismo de falha com a ocorrência do fenômeno de delaminação. Sobre demais fatos que contribuíssem com o fenômeno de delaminação, descartou-se a influência da segregação de Ni no centro da chapa que levou à formação da já mencionada larga faixa com maior fração volumétrica de γ. Após análise metalográfica de um dos corpos de prova que apresentou a ocorrência de delaminação, constatou-se que este fenômeno não ocorreu sobre a região de segregação mencionada, conforme ilustrado na Figura Além dos itens mencionados como propiciadores do fenômeno de delaminação, é importante mencionar a contribuição da orientação e morfologia dos grãos devido ao processo de laminação da chapa. 98

128 Segregação de Ni Delaminação Figura 5.33: Posição da trinca de delaminação em relação à região de segregação de Ni no aço inoxidável duplex UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h. 80X. Ataque químico Beraha. O efeito do tratamento térmico a 850ºC no percentual de redução de área foi similar ao ocorrido com a deformação só que com menor intensidade, conforme pode ser observado na Figura 5.27 e na Tabela 5.5. Ensaios de Dureza Os valores de dureza do aço inoxidável duplex UNS S32304 estudado na condição de entrega e após o tratamento isotérmico a 850ºC em função do tempo de exposição estão listados na Tabela e 5.6. Tabela 5.6: Valores de dureza Vickers (carga 62,5kg) do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após tratamento isotérmico a 850ºC em diferentes tempos de exposição. Condição Medições Desvio Média padrão Est. Entrega ,5 6,6 850ºC 5h ,8 3,8 850ºC 10h ,3 850ºC 50h ,5 3,7 Os efeitos dos tratamentos isotérmicos a 850ºC em função do tempo de exposição na dureza da liga estudada estão ilustrados na forma de gráfico na Figura No que diz respeito à alteração da dureza em função do tratamento isotérmico a 850ºC, observou-se que a dureza diminui mais rapidamente nas primeiras horas de exposição. Este fenômeno esta relacionado com a difusão de Cr na α e N na γ, ambos para as interfaces entre 99

129 as fases para a formação de Cr 2 N, fazendo com que o interior dos grãos fique mais macio, conforme também foi observado por Reis et al. (2012). Figura 5.34: Dureza do aço inoxidável duplex UNS S32304 após diversos tratamentos isotérmicos na temperatura de 850ºC. Escala de dureza Vickers, carga 62,5kg. De acordo com o que já foi mencionado sobre as análises por microscopia ótica e por MFA, estas indicaram a formação das fases σ e Cr 2 N após envelhecimento a 850ºC. Já os resultados de dureza revelam que a formação da fase σ foi em quantidade insuficiente para aumentar a dureza da liga e que a formação de Cr 2 N contribuiu indiretamente com o amaciamento da liga devido à difusão de N do interior dos grãos para as interfaces. Ensaios de microdureza Na Tabela 5.7 estão listados os resultados de microdureza das fases α e γ do aço inoxidável duplex UNS S32304 estudado no estado de entrega e envelhecido a 850ºC com diversos tempos de exposição. Estão inclusos na Tabela 5.7 os valores de dureza encontrados para a fase σ identificada nas amostras envelhecidas a 850ºC por 50h. Tabela 5.7: Valores de microdureza Vickers (carga de 10g) do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após tratamento isotérmico a 850ºC com diversos tempos de exposição. Estado de Envelhecido a 850ºC Condição entrega 05h 10h 50h Dureza média α Desvio padrão Dureza média γ Desvio padrão Dureza média σ Desvio padrão

130 A Figura 5.35 apresenta na forma de gráfico os resultados de microdureza para o aço inoxidável duplex UNS S32304 em função do tempo de envelhecimento a 850ºC. Figura 5.35: Microdureza Vickers (carga de 10g) nas fases α e γ do aço inoxidável duplex UNS S32304 em função do tempo de envelhecimento a 850ºC. Como pode ser observado pelos resultados expressos na Figura 5.35, ambas as fases α e γ apresentaram diminuição na dureza nas primeiras horas de envelhecimento a 850ºC. Este comportamento sugere que realmente ocorreu difusão de elementos de liga tanto da fase α quanto da fase γ para as interfaces entre elas, confirmando os resultados de dureza. Em seguida, observou-se que, a partir de certo tempo de exposição à temperatura de 850ºC, o aço apresentou pequeno aumento na microdureza tanto da fase α quanto da fase γ. Este evento está relacionado com a precipitação de Cr 2 N na interface entre as fases α e γ confirmado pelas análises microestruturais e de acordo com os experimentos mostrados por Reis et al. (2012) e Zucato et al. (2002), também observado com as medições de dureza. Também foram realizadas medições de microdureza na fase σ observada na amostra envelhecida a 850ºC por 50h. O valor encontrado foi de 504HV 10 com desvio padrão de 72,6. Há uma grande dispersão de valores devido a influências das fases adjacentes uma vez que o tamanho das partículas desta nova fase é relativamente pequeno. Mas o valor encontrado é de praticamente o dobro dos valores de microdureza das fases α e γ, indicando realmente se tratar da fase σ. A Figura 5.36 ilustra indentações realizadas na fase γ e na fase σ da amostra envelhecida a 850ºC por 50h. 101

131 Figura 5.36: Indentações realizadas nas fases γ e σ do aço UNS S32304 envelhecido a 850ºC por 50h evidenciando a expressiva diferença de dureza. 820X. Ataque químico Beraha. Como pode ser observado na Figura 5.36, a indentação realizada na fase γ é consideravelmente maior que a indentação realizada na fase σ. Fato que indica a maior resistência que a fase σ oferece à penetração do identador, obviamente por ser mais dura. As setas brancas na Figura 5.36 auxiliam na localização das indentações na imagem. Ensaios de nanodureza Devido ao fato das partículas da fase σ visualizadas nas amostras do aço inoxidável duplex envelhecido a 850ºC por 50h serem muito pequenas e também devido ao fato da dispersão de resultados nas medições de microdureza realizaram-se também medições de nanodureza nas amostras em que esta fase estava presente objetivando resultados mais precisos. Os resultados revelam diversos aspectos sobre o comportamento mecânico da fase σ. A Figura 5.37 ilustra uma imagem por MFA de medições de nanodureza nas fases originais do aço inoxidável duplex e em uma partícula da fase σ. Conforme pode ser observado na Figura 5.37-a, a indentação sobre a fase σ é substancialmente menor do que as indentações sobre as fases α e γ indicando o seu alto valor de dureza. As curvas carga-deslocamento (Figura 5.37-b) evidenciam o mesmo fato uma vez que, o deslocamento do indentador foi substancialmente menor na fase σ se comparado com o deslocamento do mesmo nas fases α e γ. Os resultados de nanodureza também apontam para um valor de dureza similar para as fases α e γ conforme já havia sido observado com as medições de microdureza. Os valores de nanodureza das fases α e γ foram de 4,4GPa e 102

132 3,9GPa, respectivamente. Valores estes significativamente menores que o valor encontrado para a nanodureza da fase σ, que foi da ordem de 14,4GPa. σ σ γ α γ α (a) (b) Figura 5.37: (a) Imagem por MFA das indentações nas fases constituintes da matriz do aço inoxidável duplex UNS S32304 após o envelhecimento a 850ºC e em uma partícula da fase σ X. Polimento com OP-S. (b) Curvas de carga-deslocamento para as três identações ilustradas na posição (a). Ensaios de tenacidade ao impacto Os efeitos dos tratamentos isotérmicos na temperatura de 850ºC na tenacidade ao impacto do aço inoxidável duplex estudado foram inversos aos apresentados nos tratamentos isotérmicos na temperatura de 475ºC. A Tabela 5.8 lista os resultados de energia absorvida ao impacto e expansão lateral para todos os tratamentos térmicos realizados na temperatura de 850ºC. Tabela 5.8: Valores de energia absorvida ao impacto e expansão lateral para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após tratamentos isotérmicos a 850ºC na temperatura ambiente. Condição Corpo de Prova Desvio Média padrão Est. Entrega Energia Absorvida (J) ,3 Expansão Lateral (mm) 2,10 2,00 2,15 1,80 2,20 2,05 0,16 850ºC 5h Energia Absorvida (J) * * 300* ,4 Expansão Lateral (mm) 2,50 2,85 2,40 2,90 2,85 2,70 0,23 850ºC 10h Energia Absorvida (J) * * 300* ,9 Expansão Lateral (mm) 2,60 2,90 2,60 2,85 2,85 2,76 0,15 850ºC 50h Energia Absorvida (J) 300* 300* * 300* ,4 Expansão Lateral (mm) 2,85 2,75 2,50 2,75 2,80 2,73 0,14 * valores em que os corpos de prova não romperam no ensaio de impacto. 103