Comportamento Plástico Do Aço Inoxidável

141REM: R. Esc. Minas, Ouro Preto, 60(1): 141-147, jan. mar. 2007

Augusto Eduardo Baptista Antunes et al.

ResumoEnsaios de tração uniaxiais foram empregados para

deformar aços inoxidáveis austeníticos do tipo 304, emdiferentes temperaturas abaixo da ambiente (de 77 K a 300K). A relação entre a estabilidade da austenita e o encru-amento, em função da temperatura de teste, é discutidaquanto à transformação martensítica induzida por defor-mação e ao deslizamento de discordâncias na austenita.Em curvas tensão-deformação que assumem a equaçãode Ludwik σ = σo + kεn, na qual σ é a tensão verdadeira eε a elongação plástica verdadeira, um modo convenientepara analisar o encruamento é por meio do diagramalog dσ / dε versus log ε. O aspecto significativo é a vari-ação da taxa de encruamento dσ / dε com a elongaçãoplástica verdadeira nas diferentes temperaturas. As mu-danças no comportamento do encruamento motivandoaté três estágios de deformação são associadas a dife-rentes processos microestruturais. A transformação mar-tensítica pode ser considerada como um processo dedeformação que compete com o processo usual de desli-zamento. A investigação desses estágios, na região plás-tica, produz uma referência qualitativa de como diferen-tes fatores, tais como o grau de deformação, temperaturae composição química da austenita, afetam a transforma-ção austenita-martensita.

Palavras-chaves: Aço inoxidável austenítico, teste detração, transformação induzida por deformação,encruamento.

AbstractThe Uni-axial tensile strength test was used for

loading austenitic stainless steel of type 304 at differenttemperatures below room temperature (from 77 K to300 K). The relation between austenite stability andwork hardening, as affected by testing temperature, isdiscussed in terms of the relationship between the strain-induced martensitic transformation, which occursduring plastic deformation, and the dislocation slip inaustenite. In stress-strain curves that assume the Ludwikequation σ = σo + kεn, where σ is the true stress and ε thetrue plastic strain, a meaningful way to analyze workhardening is by plotting log dσ / dε against log ε. Asignificant aspect is the variation of the work hardeningrate dσ/dε with the true plastic strain at differenttemperatures. The changes in work hardening behavior,which provoked up to three deformation stages, may beassociated with different micro-structural processes. Themartensitic transformation may be regarded as adeformation process that competes with the usual slipprocess. The investigation of these stages within theplastic range gives a qualitative picture of how differentfactors, such as the degree of deformation, temperatureand chemical composition of austenite affect theaustenite-martensite transformation.

Keywords: Austenitic stainless steel, tensile test,strain-induced transformation, work hardening.

Comportamento plástico do aço inoxidávelaustenítico em baixa temperatura

Augusto Eduardo Baptista AntunesUNESP - Campus de Guaratinguetá - SP. E-mail: [email protected]

Lidia Mikiko Doi AntunesInstituto de Estudos Avançados, CTA, São José dos Campos - SP. E-mail: [email protected]

Metalurgia Física

REM: R. Esc. Minas, Ouro Preto, 60(1): 141-147, jan. mar. 2007142

Comportamento plástico do aço inoxidável austenítico em baixa temperatura

1. IntroduçãoNos aços inoxidáveis austeníticos

deformados a baixas temperaturas ocor-re considerável aumento da resistência,sem, contudo, diminuir a ductibilidade.Esse efeito tem grandes implicações nosprocessos de conformação, usinagem eem aplicações criogênicas e está associ-ado à ocorrência de transformações defase. Assim, durante a deformação plás-tica em temperaturas abaixo da ambien-te, além do deslizamento de discordânci-as na austenita, pode ocorrer, simultane-amente, maclas de deformação e trans-formações de fase do tipo austenita →martensita. Esses micromecanismos atu-am como processos de deformação quecompetem com o deslizamento na auste-nita. A quantidade relativa entre eles de-pende, não apenas da temperatura, mas,também, do percentual de deformaçãoplástica. Quanto mais baixa a temperatu-ra de deformação e menor o teor de ligasdo aço, menor a estabilidade da austeni-ta, propiciando a formação de martensi-ta [Colombier & Hochmann, 1965].

A transformação martensítica dotipo γ → α’ é espontânea para tempera-turas inferiores a Mi, entretanto, com oauxílio de energia mecânica, poderá ele-var-se até a temperatura Md, definidacomo aquela acima da qual não ocorretransformação, qualquer que seja a de-formação plástica. Em conseqüência, nafaixa de temperaturas entre Mi e Md, ascaracterísticas mecânicas dos aços ino-xidáveis austeníticos são afetadas pelastransformações martensíticas induzidaspela deformação, que podem ocorrer deduas formas: reação martensítica induzi-da por tensão e reação induzida pela de-formação plástica [Pelletier & Cizeron,1977]. Uma caracterização simples des-sas reações resulta do modo como acon-tece o escoamento do material. Na pri-meira situação, o escoamento seria devi-do à transformação, ocorrendo, ainda,no regime elástico e no segundo caso, oescoamento seria por deslizamento dasdiscordâncias e, as transformações sur-giriam, posteriormente, no regime plásti-co. A reação martensítica induzida pordeformação é complexa e dinamicamen-

te associada às discordâncias, maclas eà fase martensítica intermediária ε. Numaço inoxidável austenítico do tipo 304, atemperatura Mi seria menor que 4 K, es-tando Md, aproximadamente, na tempe-ratura ambiente [Manganon & Thomas,1970].

No presente trabalho, para avaliaros aspectos mencionados, elaborou-seo seguinte procedimento: foram efetua-dos ensaios de tração em corpos-de-pro-va de aço inoxidável austenítico, em vá-rias temperaturas, e os resultados, na for-ma de curvas tensão-deformação verda-deiras, foram ajustados à relação poten-cial [Ludwik, 1909]

σ = σ0 + Kεη (1)

Seguiu-se com a análise dessa rela-ção através do gráfico logarítmico da taxade encruamento dσ / dε versus a elon-gação ε, que produz uma linha reta comcoeficiente angular (η-1) e cuja inter-secção com a linha log ε = 0 fornecelog ( kn ) [Crussard, 1953]. Segundo esseprocedimento, durante o ensaio, a partirde uma dada deformação plástica, o coe-ficiente angular, ou seja, o expoente deencruamento η pode modificar-se, sig-nificando a presença de outra reta asso-ciada a um novo estágio de encruamen-to. Com base nesse procedimento, temsido demonstrado que diferentes está-gios de encruamento assim definidospodem contribuir para avaliar os micro-mecanismos de deformação plástica dosmetais [Jaoul, 1957]. Dessa forma, o tra-balho procura correlacionar os mecanis-mos de deformação plástica dos açosinoxidáveis austeníticos nas diferentestemperaturas com os estágios de encru-amento detectados, caracterizando pro-priedades e parâmetros quantitativossignificativos para subsidiar suas apli-cações tecnológicas.

2. Materiais e métodosO material empregado, nos experi-

mentos, foi o aço inoxidável austeníticodo tipo 304, adquirido de duas proce-dências, aqui denominados de aço A eaço B, cujas composições químicas sãoindicadas na Tabela 1.

Para os ensaios de tração, corpos-de-prova cilíndricos foram torneadoscom a parte útil à deformação com 24mmde comprimento e 4mm de diâmetro. Asdemais geometrias e a fixação por roscaatendem a norma ABNT. Após a usina-gem, realizou-se um tratamento térmicode recozimento a 1100°C por meia hora,imerso em sal, resultando uma microes-trutura aproximadamente equiaxial.Quando empregado o aço A, o tamanhode grão foi da ordem de 26µm, e no casodo aço B, da ordem de 33µm. Posterior-mente ao tratamento térmico, os corpos-de-prova foram polidos eletroliticamen-te com solução de ácido perclórico, ál-cool etílico e glicerina (numa relação 7:2:1)sob 1A/cm² de densidade de corrente e15V, garantindo-se, assim, um bom aca-bamento superficial.

Os ensaios de tração foram efetu-ados em máquina mecânica, com velo-cidade constante do travessão de car-ga, gerando uma taxa de deformação ε& = 4,2 x 10-4/s. Os elementos criogêni-cos utilizados foram nitrogênio líquido,gelo seco com acetona e gelo com água,obtendo-se, respectivamente, as tempe-raturas de 77 K, 193 K e 273 K, e mais osensaios a 300 K.

3. ResultadosAs cargas e deslocamentos obtidos

da máquina de ensaio de tração foramprocessados por computador, obtendo-se, então, as curvas de tensão σ - defor-

Tabela 1 - Composição química dos aços inoxidáveis empregados (em % de peso).



mação ε verdadeiras (curvas tensão - elongação), para osaços A e B, nas quatro temperaturas indicadas. Os resultadossão apresentados na Figura 1. Nessas curvas, sob o ponto devista do encruamento, o parâmetro de maior significado é oexpoente de encruamento η, que pode ser avaliado a partir dográfico logarítmico dσ/dε versus ε, da forma como indicadonas Figuras 2 a 6, nas quais percebe-se, facilmente, que osaços examinados podem apresentar até três estágios de en-cruamento, dependendo da temperatura de ensaio. Conseqüen-temente, pode-se avaliar o expoente de encruamento η emcada situação e a respectiva deformação plástica de transiçãoεT entre os estágios. Os resultados são resumidos na Tabela 2.

Figura 1 - Curvas tensão-elongação obtidas dos ensaios detração. Sobre as curvas estão indicados os respectivos estágiosde encruamento I, II e III.

Figura 2 - Variação logarítmica da taxa de encruamento com aelongação a 300 K no aço A.

Figura 3 - Variação logarítmica da taxa de encruamento com aelongação a 273 K no aço A





Para correlacionar o efeito da elongação sobre a transfor-mação de fase (austenita γ para martensita α’), tracionaram-secorpos-de-prova até níveis definidos de elongação, nas tem-peraturas mencionadas. A intensidade da transformação mar-tensítica foi avaliada, indiretamente, pela resposta magnéticados corpos-de-prova à atração de um ímã plano, tendo emvista que a martensita α’ é ferromagnética. Os resultados sãoapresentados nas Figuras 7 e 8.

4. DiscussãoO aspecto mais significativo nos resultados são as sensí-

veis diferenças entre os estágios de encruamento caracteriza-das pelos expoentes de encruamento η. O motivo para istoadvém dos diferentes micromecanismos associados à defor-mação plástica.

Através da Tabela 2, observa-se que na temperatura am-biente, ocorreu, apenas, um estágio de encruamento, signifi-

Figura 8 - Variação da força de atração magnética relacionadaà fração de martensita transformada com a elongação.

Figura 6 - Variação logarítmica da taxa de encruamento com aelongação a 77 K no aço B.

Figura 7 - Variação da força de atração magnética relacionadaà fração de martensita transformada com a elongação

Tabela 2 - Valores do expoente de encruamento h nos estágios de encruamento (I, II e III) em função da temperatura de ensaio e aelongação de transição εT entre os estágios.



cando a preponderância de um único me-canismo de deformação plástica, credi-tado à movimentação e multiplicação dediscordâncias na matriz austenítica. A Fi-gura 7 mostra que, nessa temperatura,apesar de reduzida, a força magnéticaindica a presença de martensita α’, po-rém numa quantidade insuficiente parainfluenciar no encruamento. A presençade fase ferromagnética evidencia que atemperatura Md do aço A encontra-seacima da temperatura ambiente.

No ensaio a 273 K notam-se doisestágios de encruamento. Nesse caso, aFigura 7 mostra que a força magnéticacresce mais rapidamente com a elonga-ção, mas, na elongação de transição εT(I-II), ela é da mesma ordem de grandezaque a 30% de elongação na temperaturaambiente. Conseqüentemente, o iníciodo segundo estágio de encruamento nãose associa, simplesmente, à ocorrênciada martensita α’, mas, também, com suataxa de nucleação, a partir de um deter-minado nível de energia acumulada narede pelo aumento na densidade de dis-cordâncias, motivada pelo estágio I.

Segundo a Tabela 2, os ensaios a193 K e 77 K manifestam três estágios deencruamento com as elongações de tran-sição entre os estágios I e II, respectiva-mente de 10% e 6%. Nesses estágios deencruamento, o inter-relacionamentoentre os micromecanismos de deforma-ção plástica não deve ser fundamental-mente diferentes daquele ocorridos nosensaios a 273 K. Estes são apenas maisintensos e precoces, particularmente a77 K.

Comparando a Figuras 7 com a Fi-gura 8, observa-se que, ao final da elon-gação uniforme, a força magnética, nastemperaturas de 193 K e 77 K, é, aproxi-madamente, duzentas vezes mais inten-sa do que na temperatura ambiente, de-monstrando uma intensa transformaçãode fase durante a deformação plástica.Na Figura 8, as curvas possuem um for-mato sigmoidal típico das reações auto-catalíticas, que tendem à saturação, emdecorrência disto apresentam um pontode inflexão.

As elongações de transição entreos estágios II e III, nos ensaios a 193 K e

77 K são, respectivamente, 30% e 25%,que correspondem, aproximadamente, àelongação das inflexões nas curvas daFigura 8. Assim sendo, no estágio II deencruamento, os micromecanismos dedeformação manifestam-se numa taxa detransformação de fase crescente, ocor-rendo o inverso no estágio III, no qual,ao seu término, ou seja, no final da elon-gação uniforme, observa-se, na curvacorrespondente a 77 K, que a taxa detransformação é muito reduzida.

A forma e a disposição das curvasna Figura 8, com a força magnética as-sintoticamente limitada à 21g, indicamque quanto mais baixa a temperatura deensaio, em menores elongações, mani-festa-se a transformação martensítica,mas, ao final do ensaio, ela não aumen-tará substancialmente com deformaçõesem temperaturas abaixo de 77 K. Apesardo caráter autocatalítico, a transforma-ção não é completa, porque, além deocorrer conjuntamente com outros mi-cromecanismos de deformação plástica,necessita ser pré-motivada pelas discor-dâncias na austenita. Esses são aspec-tos correlacionados à estabilidade daaustenita, que depende de vários parâ-metros, entre os quais do teor de ligados aços.

Tendo em vista que todos os ele-mentos de liga contribuem, em maior oumenor intensidade, para estabilizar aaustenita, quanto à transformação mar-tensítica, o aço A é mais estável que oaço B, particularmente pelo maior teorde cromo e níquel [Angel, 1954]. Segun-do a Tabela II, a diferença de sensibili-dade entre os aços não influencia naselongações de transição entre os está-gios de encruamento, nem na elonga-ção uniforme.

É interessante destacar que a mai-or elongação ocorre a 273 K, conformea Figura 9, justamente quando a estric-ção começa a manifestar-se durante oestágio II de encruamento, numa situa-ção em que a taxa de transformação mar-tensítica é crescente. Assim, fica eviden-te que esse estágio apresenta a condi-ção mais propícia para retardar a estric-ção através do fenômeno conhecidocomo “plasticidade induzida por trans-formação” [Guimarães, 1972].

É importante esclarecer que os pa-râmetros σo, k e η da equação (1) nãopossuem uma interpretação física sim-ples [Jaoul, 1957], mas o expoente doencruamento η identifica-se com a vari-ação da taxa de encruamento dσ / dε. Porexemplo, uma relação linear entre σ e εsignifica uma taxa de encruamento cons-tante, assim η = 1. À medida que aumen-ta a rapidez de variação de dσ / dε, ηpoderá assumir valores gradativamentemenores ou maiores que 1, significandorelações parabólicas para η > 0 e hiper-bólicas para η < 0 [Dubbel, 1979].

A variação da taxa de encruamen-to relaciona-se ao desenvolvimento mi-croestrutural durante a deformação[Crussard, 1953]. Como regra geral, quan-do η = 1, a microestrutura evolui unifor-memente. Por outro lado, um intenso re-arranjo da microestrutura, durante a de-formação, resulta valores de η divergen-tes de 1.

Um aspecto fundamental relativoaos aços inoxidáveis austeníticos defor-mados à baixa temperatura é a competiti-vidade entre os micromecanismos dedeformação plástica, que manifestam-sea partir do escoamento. A Figura 10 apre-senta um decréscimo linear da tensão deescoamento desde 77 K até a temperatu-ra ambiente, assim pressupõe-se a atua-ção de um único micromecanismo termi-camente ativado. O deslizamento dasdiscordâncias é o mecanismo que aten-de esse comportamento. Em vista disso,pode-se admitir, também, que, em todasas temperaturas de ensaio, o estágio I deencruamento inicia-se através da movi-mentação de discordâncias na matrizaustenítica e, muito provavelmente, con-tinua a ser o processo de deformaçãopredominante até a transição para o es-tágio II. Quanto mais baixa a temperatu-ra, maior a restrição da rede para movi-mentação das discordâncias, isto justifi-ca os valores decrescentes de ηI apre-sentados na Tabela 2.

A formação da martensita α’ é pre-cedida pela energia armazenada na redecristalina da austenita, em decorrênciada multiplicação das discordâncias e, emmenor escala, pela deformação elástica



acumulada na distorção dos planos cristalográficos, devidoao carregamento externo. Tais deformações elásticas serão,proporcionalmente, mais intensas, quanto menor for a tempe-ratura de deformação [Andrade,1972]. Isto, indiretamente, podeexplicar a formação de maclas e martensita ε (associadas àbaixa energia da falha de empilhamento), precedendo a forma-ção de martensita α’ [Kerstenbach, 1976]. Os resultados expe-rimentais presentes não permitem avaliar as reações mencio-

Figura 10 - Inf luência da temperatura na tensão deescoamento e tensão máxima no aço A.

Figura 9 - Influência da temperatura no elongamento uniforme ede ruptura no aço A.

nadas, mas os valores baixos de ηI, na temperatura de 77 K,podem estar associados à geração de maclas e fase ε, quecontribuirão, adicionalmente para nuclear com mais precoci-dade e intensidade a martensita α’ no estágio II.

Conforme mencionado, no estágio II de encruamento, aformação de martensita α’ ocorre numa taxa crescente, sendomais intensa na temperatura de 77 K, quando o expoente deencruamento assume seu maior valor, significando que, nesseestágio, a curva tensão vs elongação tem um comportamentoparabólico associado a uma taxa de encruamento com valoresrapidamente crescentes, ou seja, a transformação martensíticaalém de tornar-se o principal micromecanismo de deformaçãoplástica, encrua, substancialmente, o material. Por outro lado,devido ao baixo teor de carbono do aço, a dureza da martensi-ta não é elevada [Vöhringer & Macherauch, 1977], permane-cendo uma estrutura tenaz com capacidade plástica.

No terceiro estágio de encruamento, a martensita α’ for-ma-se numa taxa decrescente, tendendo à saturação. Todavia,ao se iniciar esse estágio, conforme Figura 1, ainda persiste acapacidade plástica da liga, comportamento explicado pelapossibilidade de deformação plástica da fase martensítica.Nesse caso, os valores negativos do expoente de escoamen-to, apresentados na Tabela 2, indicam um comportamento hi-perbólico, típico de intensos rearranjos microestruturais quetendem à saturação [Jaoul, 1957]. Isto ocorre, não apenas emrelação à transformação de fase, mas, também, tanto pela exaus-tão da capacidade plástica da martensita, quanto a da austeni-ta residual, fenômeno que precede o início da estricção.

No estágio III, os valores dos expoentes de encruamentosão similares, independente da temperatura de ensaio e esta-bilidade do aço. Esse comportamento indica que todos os mi-cromecanismos de deformação plástica evoluem, similarmen-te, para a exaustão, independente do percentual participativode cada um no processo.

A natureza da interação dos micromecanismos de defor-mação plástica, na estrutura metaestável dos aços inoxidáveisausteníticos à baixa temperatura, é complexa e, na realidade,pode depender, também, de parâmetros não pesquisados nes-se trabalho, como: tipo de carregamento, taxa de deforma-ção, densidade inicial de discordâncias, energia de falha deempilhamento, textura, tamanho de grão [Nagy et alii, 2004],[Iwamoto, Tsuta, 2000].

5. ConclusãoDependendo da temperatura de ensaio, os aços inoxidá-

veis austeníticos do tipo 304 podem apresentar até três estági-os de encruamento marcantemente distintos (um estágio a 300K, dois estágios a 273 K e três estágios a 193 K e 77 K).

Demonstra-se que os estágios de encruamento estão,preponderantemente, associados aos seguintes micromeca-nismos de deformação plástica:



• Estágio I - movimentação e multiplica-ção de discordâncias na matriz auste-nítica.

• Estágio II - transformação martensíti-ca em taxa crescente.

• Estágio III - transformação martensíti-ca em taxa decrescente, tendendo à sa-turação.

Os valores dos expoentes de en-cruamento η indicam que os estágios dacurva tensão-elongação apresentam asseguintes configurações:

• Estágio I - forma parabólica, com valo-res de η menores que 1, decrescendocom a diminuição da temperatura.

• Estágio II - forma parabólica, com va-lores de η maiores que 1, crescentecom a diminuição da temperatura.

• Estágio III - forma hiperbólica, comvalores de η de mesma ordem de gran-deza, independente da temperatura eestabilidade da austenita.

No estágio I, o decréscimo dos va-lores de η decorre da restrição à movi-mentação das discordâncias conforme adiminuição da temperatura. Dessa forma,esse comportamento viabiliza, alternati-vamente, a ocorrência de maclas e a trans-formação para martensita ε, o que con-duz aos baixos valores de η a 77 K, atémesmo ligeiramente negativos, quandoa austenita do aço é menos estável.

No estágio II, o expoente de encru-amento η cresce com a diminuição datemperatura e, também, quando a estabi-lidade da austenita do aço for menor. Acrescente taxa de transformação da mar-tensita é o micromecanismo de deforma-ção plástica mais efetivo para um rápidoaumento na taxa de encruamento.

No estágio III, os valores do expo-ente de encruamento η independem da

temperatura e, estabilidade da austenita.Admite-se que os micromecanismos dedeformação plástica envolvidos, taiscomo transformação martensítica e de-formação plástica da martensita transfor-mada e da austenita residual, evoluem,similarmente, para a saturação, indepen-dente do percentual participativo até ofinal do estágio, quando se inicia a es-tricção.

Quando a temperatura de ensaio émais baixa, a transformação martensíticamanifesta-se em menores elongações.Entretanto a quantidade de martensitaformada é correlacionada à estabilidadeda austenita do aço, sendo que seu teorcresce com a diminuição da temperaturaaté um percentual limite que não aumen-tará com a continuidade do resfriamentono ensaio.

Com os resultados experimentais ediscussões apresentados no trabalho,demonstra-se o potencial da análise docomportamento mecânico macroscópicodos aços inoxidáveis austeníticos defor-mados à baixa temperatura por meio dosestágios de encruamento. Desta forma,permite-se discernir a presença dos mi-cromecanismos de deformação plásticae mapear seus campos de ocorrência, emfunção dos parâmetros do processo decarregamento.

6. ReferênciasbibliográficasANDRADE, E. G. Influência das tensões e

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Artigo recebido em 30/07/2006 eaprovado em 05/10/2006.

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