AVALIAÇÃO DA ESTAMPABILIDADE DE DOIS AÇOS INOXIDÁVEIS AUSTENÍTICOS

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1 AVALIAÇÃO DA ESTAMPABILIDADE DE DOIS AÇOS INOXIDÁVEIS AUSTENÍTICOS Margareth Spangler Andrade, Orlando Abreu Gomes, José Mário Carneiro Vilela Fundação Centro Tecnológico de Minas Gerais CETEC, Av. José Cândido da Silveira, 2000, Belo Horizonte, MG, Brasil, CEP , Alexandre Tadeu Lopes Serrano, José Maria Duarte de Moraes ACESITA S.A. Associada à Arcelor- Praça Primeiro de Maio, 9, Timóteo, MG, Brasil, CEP , Resumo. A estampabilidade dos aços inoxidáveis austeníticos é fortemente influenciada por sua composição química. Uma característica importante desse aço é a metaestabilidade da austenita, ou seja, ao ser deformada, parte da austenita pode transformar-se em martensita, dependendo da temperatura de deformação e da composição química do material. Neste trabalho foi realizado um estudo comparativo entre dois aços inoxidáveis austeníticos: um aço padrão tipo ABNT 304 (18% Cr/ 8% Ni/ 1,3% Mn/ 0,07% Cu/ 0,033% N, em peso) e um aço onde parte do níquel foi substituído por manganês, nitrogênio e cobre (16,3% Cr/ 1,5% Ni/ 7,4% Mn/ 2,9% Cu/ 0,184% N, em peso). O objetivo da substituição foi reduzir o custo do produto final, preservando boas propriedades de conformabilidade e de resistência à corrosão. Para determinação do grau de estabilidade da austenita foram realizados ensaios de tração isotérmicos no intervalo de temperatura de 25 a 70ºC. A quantidade de martensita α formada foi medida utilizando-se um aparelho detetor de ferrita. Ensaios de microdureza mostraram que a dureza do material aumenta proporcionalmente com a quantidade de martensita formada. A caracterização microestrutural das amostras deformadas foi realizada por Microscopia Ótica e Microscopia de Força Atômica. As propriedades mecânicas foram avaliadas por ensaios de tração e de estampabilidade. Ficou constatado que o aço ABNT 304 apresenta melhor propriedade de estampabilidade (estiramento) que o aço com teores de Mn, N e Cu mais elevados. Palavras-chave: estampagem, aço inoxidável, transformação martensítica. 1. INTRODUÇÃO A indústria brasileira de aços inoxidáveis projeta para 2002 a exportação de 150 mil toneladas deste material. Este montante representa um acréscimo de 65% nas exportações em relação ao ano de 2001 e de 300% em relação ao ano de Quanto ao mercado interno, a indústria se empenha em elevar de 1,0 para 1,4 kg o consumo per capita de aços inoxidáveis. Para atingir estas ambiciosas metas, novos e melhores tipos de aços vêm sendo desenvolvidos e testados, principalmente quanto ao desempenho no processo de estampabilidade. O fator custo é também importante para uma série de aplicações. Na indústria de alimentos e medicamentos a utilização de aços inoxidáveis vem garantindo ganhos de qualidade a preços competitivos. Os equipamentos de inox são mais adequados porque este tipo de aço possui elevada resistência à corrosão e superfície muito lisa, o que evita o acúmulo de impurezas e facilita a higienização dos equipamentos. Tanques de fermentação ou armazenamento feitos de outros materiais como plásticos, aço carbono ou amianto podem originar focos de contaminação, criando o risco de desenvolvimento de bactérias.

2 Na indústria de aplicações em geral um portfólio com mais de 12 mil itens é oferecido no mercado, como por exemplo, pias, talheres, panelas, cutelaria. Nas aplicações automotivas os sistemas de exaustão com três anos de garantia, juntas e coxins produzidos com inox representam menor custo e mais segurança para o consumidor. Grande parte destas aplicações demandam bom desempenho durante o processo de estampagem e fabricação das peças. Sabe-se hoje que a formação de martensita durante a deformação plástica da austenita metaestável é um efeito de grande importância na obtenção de aços austeníticos de alta estampabilidade, ou seja, aços com resistência mecânica e ductilidade elevadas. Um substancial aumento da resistência mecânica é obtido quando estes aços são deformados em temperaturas abaixo de M d, que é a temperatura máxima na qual ocorre a formação de martensita α induzida por deformação plástica. Este aumento da plasticidade do material causado pela indução de martensita é conhecido como efeito TRIP-transformation induced plasticity (Rintamaa et al, 1982, Choi et al, 1997). A transformação da austenita (cúbica de face centrada) para martensita ε (hexagonal compacta paramagnética) ou para a martensita α (tetragonal de corpo centrado - ferromagnética) depende da composição química do material e da quantidade e temperatura de deformação. O grau de estabilidade da austenita é freqüentemente avaliado pelo parâmetro Md 30, que é a temperatura na qual 50% de martensita α é obtida para uma deformação verdadeira de 0,3 no ensaio de tração (Angel, 1954). No presente trabalho foram estudados dois tipos aços de inoxidáveis austeníticos, um de fabricação comercial tipo ABNT 304 e outro experimental com parte do Ni substituído por Mn, N e Cu, com o objetivo de relacionar a composição química e a microestrutura dos aços com seus respectivos desempenhos durante a conformação mecânica por estampagem. 2. MATERIAL E MÉTODOS As composições químicas dos dois aços auteníticos estudados são apresentadas na Tabela 1. O aço A é um aço comercial do tipo ABNT 304 e o aço B um aço experimental, fabricado em escala industrial. Chapas de 0,6 mm de espessura foram fabricadas por lingotamento contínuo seguido de laminação a quente e a frio com recozimentos intermediários. Tabela 1 Composição química dos aços estudados (% em peso). Aço C Si Mn Cr Ni Mo Cu N A 0,060 0,39 1,31 18,09 8,03 0,040 0,07 0,0330 B 0,046 0,72 7,44 16,13 1,51 0,012 2,92 0,1836 Corpos de prova de 180 mm x 25 mm foram seccionados das chapas e tracionados isotermicamente no intervalo de temperaturas de -25 a 70 C, com uma velocidade de deformação de 3, s -1, em um equipamento Instron 5581 com câmara para controle de temperatura. A quantidade de martensita α induzida foi determinada por método magnético, através de um detetor de ferrita, calibrado com base em medidas realizadas para a quantidade dessa fase em balança de saturação magnética. As medidas foram realizadas ao longo do comprimento dos corpos de prova tracionados. Para observação da microestrutura dos corpos de prova tracionados, seções longitudinais de aproximadamente 10 mm de comprimento foram montadas em resina epóxi, lixadas até a granulometria de 1000 mesh e polidas em panos com pasta de diamante de 6 µm, 3 µm e 1 µm. Em seguida, as amostras foram polidas eletroliticamente em solução de ácido perclórico e metanol (1:3). Finalmente, elas foram atacadas com o reagente Behara II para evidenciar a microestrutura ao Microscópio Ótico e ao Microscópio de Força Atômica. As imagens por Microscopia de Força Atômica foram obtidas em equipamento Dimension 3000 da Digital Instruments Inc operando no modo de contato. Ensaios de microdureza Vickers com força de 4,903 N (HV 0,5) foram realizados em amostras dos corpos de prova tracionados de ambos aços num microdurômetro Leitz Durimet 2. Amostras

3 retiradas ao longo do eixo de tração foram submetidas a ensaios de dilatometria, em dilatômetro de têmpera Adamel Lhomargy LK02, no intervalo de temperaturas da ambiente à 1000 o C, com taxa de aquecimento de 1 o C/s. Os ensaios de estampagem foram realizados numa prensa hidráulica Erichsen, utilizando lubrificante bissulfato de molibdênio. O Índice Erichsen (IE) foi determinado de acordo com a norma DIN 50101, o ensaio razão limite de estampagem (LDR) de acordo com a prática padrão do Laboratório de Estampagem da ACESITA. 3. RESULTADOS E DISCUSSÃO A variação da fração volumétrica de martensita α, obtida com o detetor de ferrita, em função da temperatura de deformação para amostras dos aços A e B deformados em tração para uma deformação verdadeira de 0,30 é mostrada na Figura 1. Observa-se uma maior quantidade de martensita formada no aço A, em qualquer temperatura de deformação. O valor de 50% de martensita α não foi obtido até a temperatura de -21 o C para o aço B. No entanto, estima-se um valor que esteja em torno de 30 o C. O aço B praticamente não apresenta transformação martensítica induzida por deformação acima da temperatura ambiente. Consequentemente, não se espera a ocorrência do efeito TRIP acima dessa temperatura para o aço B. Fração volumétrica de martensita Aço A Aço B Temperatura de deformação( o C) Figura 1. Fração volumétrica de martensita α em função da temperatura de deformação para uma deformação verdadeira de 0,3. Os valores de Md 30 obtidos foram 12 C para o aço A e em torno de -30 C para o aço B, indicando que esse último é muito mais estável que o aço ABNT 304 (aço A). Valores de microdureza Vickers obtidos para as mesmas amostras são mostrados na Figura 2. Observa-se que, nos dois aços, há uma dependência linear entre a dureza do material e a quantidade de martensita α formada durante a deformação. O aço B apresenta valores de dureza superiores aos do aço A, o que pode estar relacionado à maior quantidade de nitrogênio presente no aço B (Pecker et al., 1977). Este efeito pode ser observado, também, nos aços sem deformação, onde o aço A apresentou o valor 193 HV 0,5 e o aço B 206 HV 0,5.

4 Aço A Aço B HV 0, Fração volumétrica de martensita (%) Figura 2. Variação da microdureza Vickers com a fração volumétrica de martensita α para os dois aços em estudo. Na figura 3 são apresentadas as micrografias óticas dos aços A e B deformados nas temperaturas de -10 o C e 15 o C. As regiões claras são austenita e as regiões escuras martensita. Observa-se que o aço A possui uma quantidade superior de martensita induzida para as duas temperaturas de ensaio. A morfologia da martensita no aço A apresenta-se predominantemente na forma de placas e no aço B na forma de placas mais massivas. As imagens de microscopia de força atômica mostradas na Figura 4 confirmam a morfologia observada por microscopia ótica. 10 µm 10 µm -10 o C Aço A 15 o C 10 µm 10 µm -10 o C Aço B 15 o C Figura 3 Microestruturas dos aços tracionados para deformação verdadeira de 0,3 nas temperaturas de 15 o C e 10 o C obtidas por microscopia ótica.

5 5 µm 5 µm -10 o C Aço A 15 o C 5 µm 5 µm -10 o C Aço B 15 o C Figura 4 Imagens de microscopia de força atômica dos aços tracionados para deformação verdadeira de 0,3 nas temperaturas de 15 o C e 10 o C. Os resultados de ensaios de dilatometria realizados nas amostras deformadas são apresentados na Figura 5. A transformação observada entre 100 e 300 o C é a reversão da martensita ε, formada em pequena quantidade, e a transformação observada entre 500 e 700 o C é a reversão da martensita α (Gonzalez et al., 2002). Nota-se que essa última transformação é mais acentuada no aço A, indicando, numa análise semi-quantitativa, uma presença de maior quantidade de martensita α' nesse aço. Esses resultados estão de acordo com a determinação da quantidade de martensita α' apresentada na Figura 1 e com as imagens de microscopia ótica e de força atômica mostradas nas Figuras 3 e 4, respectivamente. Na Tabela 2 são apresentados os resultados obtidos nos ensaios mecânicos de tração e estampabilidade. O aço A apresenta melhores propriedades de estiramento, alongamento uniforme (e u ) e índice Erichsen (IE), do que o aço B. Observa-se também que o limite de escoamento (σ e ) do aço B é superior do aço A, que pode ser explicado pela maior quantidade de nitrogênio e manganês no aço B, visto que ambas apresentam o mesmo tamanho de grão (ASTM 8). Tabela 2 Resultados dos ensaios mecânicos e de estampagem para os aços A e B. Aço σ e (MPa) σ R (MPa) e u (%) IE (mm) LDR (-) A 276±1 770±8 57±3 11,76 2,04 B 393±5 751±4 48±5 11,03 2,12

6 0, dl/dt (um/ o C) 0,2 0,0-0,2-0,4-0,6 0,30 0,25 0,20 0,15 0,10 0,05 0,00-10 o C 15 o C Temperatura ( o C) Liga A Liga B Figura 5. Derivada das curvas dilatométricas em função da temperatura para os aços A e B deformadas nas temperaturas de 10 e 15 o C. As diferenças entre os valores Erichsen, são explicados pela quantidade de martensita formada, ou melhor, pela taxa em que a martensita é formada quando os materiais são submetidos a um estado de tensões e deformações de natureza exclusivamente trativas (estado biaxial de tração). Segundo Gonzalez et al., quando a transformação martensítica ocorre em quantidades otimizadas, maiores valores de alongamento uniforme poderão ser atingidos. Em outras palavras, para uma taxa otimizada de transformação martensítica melhor será o comportamento do material quando este for submetido a um estado biaxial de tração. Como mostrado no gráfico da figura 1 e nas imagens das figuras 3 e 4, para uma mesma quantidade de deformação (30%), nota-se que a transformação martensítica para o aço B foi baixa. Logo, supõe-se que a transformação martensítica no aço B não ocorre em uma taxa ótima, o que pode explicar o seu pior comportamento no estado trativo de tensões/deformações. (+ referências) Por outro lado, comparando-se o desempenho dos dois aços em relação ao LDR, nota-se a inversão dos comportamentos, ou seja, o aço B tem melhor propriedade de embutimento que o aço A. Tal fato segue o mesmo raciocínio acima, porém, neste caso, quanto menor for a taxa de transformação martensítica para pequenas deformações, melhor. Em aços mais estáveis (menores valores de Md 30 ), como é o caso para o aço B, a transformação martensítica não ocorrerá para pequenas deformações. Nas práticas de embutimento, na região do flange, ocorre pequenas deformações, ao contrário da região do raio da matriz onde há a concentração de grandes deformações. Quando a taxa de formação de martensita é relativamente alta para pequenas deformações, ocorre então acentuada transformação martensítica na região do flange, roubando espaço para a formação da martensita na região do raio da matriz. Isto leva à redução da embutibilidade como observado para o aço A. 4. CONCLUSÕES As propriedades de estiramento para o aço A foram melhores do que para o aço B. Entretanto, o desempenho ao embutimento para o aço B foi superior ao aço A. Esse comportamento pode ser explicado pela maior facilidade de formação de martensita α pelo aço A durante sua deformação na temperatura ambiente. Os resultados de microdureza Vickers para ambos aços estudados mostraram

7 que a microdureza do material é proporcional à quantidade de martensita α produzida durante a deformação de ambos aços. 5. AGRADECIMENTOS Agradecemos à FINEP pelo apoio financeiro e ao Programa RHAE/CNPq pelas bolsas concedidas para realização deste trabalho. Aos pesquisadores Tácito Brandão Pinto e Nilton José Lucinda de Oliveira pelas discussões e sugestões. Aos técnicos Rondinelle Luiz Silva das Dores e Rafael Alves de Souza que contribuíram para realização dos ensaios. Ao DEMET UFMG pela realização dos ensaios de tração. 6. REFERÊNCIAS Angel, T., 1954, Formation of Martensite in Austenitic Stainless Steels, Journal of the Iron and Steel Institute, p Choi, J.Y., Jin, W., 1997, Strain Induced Martensite Formation and Its Effect on Strain Hardening Behavior in the Cold Drawn 304 Austenitic Stainless Steels,Scripta Materialia, 36, 1, p Gonzalez, B.M., Castro, C.S.B., Buono, V.T.L., Vilela, J.M.C., Andrade, M.S., Moraes, J.M.D., Mantel, M.J., 2002, The Influence of Copper Addition on the Formability of AISI 304 Stainless Steel, aceito para publicação no periódico Materials Science and Enginneering. Peckner, D., Bernstein, I.M., 1977, Handbook of Stainless Steels, MacGraw-Hill, p Rintamaa, R., Sulonen M., 1982, The Effect of Strain Induced Martensite on the Strength and Formability of Metastable Austenite Stainless Steel Sheets, Proceedings of the 12 th Bienal Congress International Deep Drawing Research Group, Associazone Italiana de Metallurgia, p FORMABILITY EVALUATION OF TWO AUSTENITIC STAINLESS STEELS Margareth Spangler Andrade, Orlando Abreu Gomes, José Mário Carneiro Vilela Fundação Centro Tecnológico de Minas Gerais CETEC, Av. José Cândido da Silveira, 2000, Belo Horizonte, MG, Brasil, CEP , spangler@cetec.br Alexandre Tadeu Lopes Serrano, José Maria Duarte de Moraes ACESITA S.A. Associada à Arcelor- Praça Primeiro de Maio, 9, Timóteo, MG, Brasil, CEP , jmdmoraes@acesita.com.br Abstract The formability of the austenitic stainless steels is strongly influenced by its chemical composition. An important characteristic of that type of alloy is the metastability of the austenite phase that, upon deformation transforms to a martensite phase, depending on the deformation temperature and on the chemical composition of the material. In this work, a comparative study was performed with two austenitic stainless steels: one of the standard type AISI 304 (18% Cr / 8% Ni / 1,3% Mn / 0,07% Cu / 0,033% N, in weight) and the other steel where part of the nickel was substituted by manganese, nitrogen and copper (16,3% Cr / 1,5% Ni / 7,4% Mn / 2,9% Cu / 0,184% N, in weight). The aim was to reduce the cost of the final product, preserving good formability and corrosion resistance properties. In order to determine the degree of stability of the austenite isothermal tensile tests were performed in the range of temperature from -25 to 70ºC. The amount of a' martensite formed was measured with a ferrite detector. Microhardness results showed that the hardness of the material increases proporcionaly with the amount of induced martensite. The

8 microstrutural characterization of the deformed samples was accomplished by Optical Microscopy and Atomic Force Microscopy. The mechanical properties were studied by tension test (uniform elongation and yield strength) and by formability tests (Erichsen and Swift). It was verified that the AISI 304 steel presents better formability (stretch formability) than the steel with partial substitution of Ni by Mn, Cu and N. Key-words: formability, stainless steel, martensitic transformation.