MINISTÉRIO DA DEFESA EXÉRCITO BRASILEIRO ...aquarius.ime.eb.br/~debiasi/Marina.pdfOrientadora:...

MINISTÉRIO DA DEFESA

EXÉRCITO BRASILEIRO

DEPARTAMENTO DE CIÊNCIA E TECNOLOGIA

INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA

CURSO DE MESTRADO EM CIÊNCIA DOS MATERIAIS

MARINA SAAD MÜLLER

COMPORTAMENTO EM TRAÇÃO UNIAXIAL E FLEXÃO EM 3

PONTOS DE AÇO INOXIDÁVEL AUSTENÍTICO 304L COM

DEPÓSITO DE CORDÃO DE SOLDA DE AÇO INOXIDÁVEL DUPLEX

Rio de Janeiro

2018

1


MARINA SAAD MÜLLER

Comportamento em Tração Uniaxial e Flexão em 3 Pontos de Aço

Inoxidável Austenítico 304L com Depósito de Cordão de Solda de Aço

Inoxidável Duplex

Dissertação de Mestrado apresentada ao Curso de Mestrado

em Ciência dos Materiais do Instituto Militar de

Engenharia, como requisito parcial para a obtenção do

título de Mestre em Ciências dos Materiais.

Orientador: Profa. Andersan dos Santos Paula - D.C.

Co-orientador: Prof. Jorge Alberto Rodriguez Durán - D.C.

Rio de Janeiro

2018

a

2

c2018


Praça General Tibúrcio, 80 – Praia Vermelha

Rio de Janeiro – RJ CEP: 22.290-270

Este exemplar é de propriedade do Instituto Militar de Engenharia, que poderá incluí-

lo em base de dados, armazenar em computador, microfilmar ou adotar qualquer forma

de arquivamento.

É permitida a menção, reprodução parcial ou integral e a transmissão entre

bibliotecas deste trabalho, sem modificação de seu texto, em qualquer meio que esteja ou

venha a ser fixado, para pesquisa acadêmica, comentários e citações, desde que sem

finalidade comercial e que seja feita a referência bibliográfica completa.

Os conceitos expressos neste trabalho são de responsabilidade do(s) autor(es) e do(s)

orientador(es).

xxx.x Müller, Marina Saad

Xxxxa Comportamento em Tração Uniaxial e Flexão em 3 Pontos de Aço Inoxidável Austenítico 304L

com Depósito de Cordão de Solda de Aço Inoxidável Duplex / Marina Saad Müller; orientada por

Andersan dos Santos Paula e Jorge Alberto Rodriguez Durán – Rio de Janeiro: Instituto Militar de

Engenharia, 2018.

183.: il.

Dissertação (Mestrado) – Instituto Militar de Engenharia, Rio de Janeiro, 2018.

1. Curso de Ciência dos Materiais – teses e dissertações. 2. Caracterização. 3. Efeito TRIP. 4.

Soldagem. I. Paula, Andersan dos Santos. II. Durán, Jorge Alberto Rodriguez. III. Instituto Militar

de Engenharia.

3


MARINA SAAD MÜLLER

Comportamento em Tração Uniaxial e Flexão em 3 pontos de Aço Inoxidável

Austenítico 304L com Depósito de Cordão de Solda de Aço Inoxidável Duplex

Dissertação de Mestrado apresentada ao Curso de Mestrado em Ciência dos Materiais

do Instituto Militar de Engenharia como requisito parcial para a obtenção do título de Mestre

em Ciências em Ciência dos Materiais.

Orientadora: Andersan dos Santos Paula – D.C. do IME

Co-orientador: Jorge Alberto Rodriguez Durán – D.C. da UFF

Aprovada em 30 de julho de 2018 pela seguinte Banca Examinadora:

________________________________________________________

(Orientadora) Andersan dos Santos Paula – D.C. do IME

_______________________________________________________

(Co-orientador) JorgeAlberto Rodriguez Durán – D.C. da UFF

_______________________________________________________

Luiz Paulo Mendonça Brandão – D.C. do IME

_______________________________________________________

TC Ana Maria Abreu Jorge Teixeira – D.Sc. do IME

_______________________________________________________

José Adilson de Castro – PhD da UFF

Rio de Janeiro

2018

4

À minha amada mãe, Ana Maria Abud, por tudo!

Por tudo que me ensinou,

Por tudo que fez por mim,

Por tanto que me amou,

Por um amor que não tem fim!

5

AGRADECIMENTOS

À Deus, por ser tão generoso comigo, de colocar boas pessoas ao meu redor e me

oferecer grandes oportunidades na vida.

À minha mãe, meu maior exemplo, exemplo de força na adversidade, de superação,

honestidade, de entregar o melhor de si, coragem, bom humor, respeito ao próximo, de

tudo!

Ao meu pai, que a cada dia tem se tornado mais próximo e amigo, sempre me dando

força nos estudos e se desdobrando para estar presente.

À minha família, em especial, à tia Ângela, ao tio Jorginho e à tia Valéria, por serem

meus melhores ombros amigos, sempre presentes dando muito apoio e carinho.

Ao meu namorado, Daniel, por ser tão especial, compreendendo minha ausência, me

apoiando e me dando tanto carinho para ir sempre em frente.

À minha orientadora, Andersan, por ir além de seu papel como professora, com

tamanha generosidade, competência, paciência, dedicação, compreensão, de chegar junto,

de abrir mão de seu tempo de descanso para sempre nos ajudar.

Ao meu co-orientador, professor Durán, por todo apoio na realização deste trabalho.

Ao querido professor Júlio, por sempre ter uma boa ideia para driblar as dificuldades

e ser tão amigo.

À TC Ana Maria, por toda ajuda ao disponibilizar os equipamentos de ensaio de

flexão e tração, no Laboratório de Materiais de Construção e Concreto do IME e pela

participação e avaliação deste trabalho.

A todos do Laboratório de Materiais de Construção e Concreto do IME, em especial,

ao Capitão Rebeca, ao sargento Gonçalves, ao Sargento Melo, à Carolina, ao Lucas, ao

Major Ávila, ao Major Renan e à Marina.

Ao professor Luiz Paulo, pelos ensinamentos nas disciplinas e pela participação e

avaliação deste trabalho.

Ao professor José Adilson de Castro, pela participação e avaliação deste trabalho.

Aos amigos que fiz no mestrado e pretendo levar para vida, Ana Carolina, Anderson,

Andrey, Ângelo, Anna Paula, Artur, Bruna, Camila, Emília, Eustáquio, Flávio, Foluke,

Géssica, João, Juciane, Juciane, Karollyne, Larissa, Letícia, Mônica, Náhrima, Paula,

Pedroso, Renato, Rodolfo, Rogério, Suzane, Talita, Tatiane e Thiago.

6

Ao Tenente Castilho e ao Sargento Palmeiras, por todos os cortes bem executados e

entrega rápida, na Indústria de Material Bélico do Brasil (IMBEL) / Fábrica de Material

de Comunicações e Eletrônica (FMCE).

Ao Tenente Plácido, pelos cortes bem executados no Arsenal de Guerra do Rio

(AGR).

Ao professor Rodrigo e equipe da Oficina Mecânica do Centro Brasileiro de

Pesquisas Físicas (CBPF), em especial, à Bianca, ao Elmo, ao Fernando e ao Marcos,

pelos cortes bem executados e pela disponibilidade em ajudar sempre.

Ao Celio de Jesus Marcelo, por toda competência e generosidade ao realizar o

procedimento de soldagem nos corpos de prova no Laboratório de Soldagem da UFF de

Volta Redonda.

À querida Isabela, por ter me ajudado a realizar os ensaios de tração com o

ferritoscópio na UFF de Volta Redonda.

Ao professor Dr Ladário da Silva, por ter disponibilizado o Ultramicrodurômetro

Instrumentado no Laboratório Multiusuário de Caracterização de Materiais do Instituto

de Ciências Exatas (ICEx) da UFF.

À empresa Aperam South American por ter fornecido o material de pesquisa.

A todos professores e funcionários do IME, que contribuíram direta ou indiretamente

com este trabalho.

À Capes, pela bolsa de estudo concedida.

7

“Não to mandei Eu? Esforça-te, e tem bom

ânimo; não temas, nem te espantes; porque o

Senhor teu Deus é contigo, por onde quer que

andares.”

Josué 1:9

8

SUMÁRIO

LISTA DE ILUSTRAÇÕES ........................................................................................ 10

LISTA DE TABELAS .................................................................................................. 20

LISTA DE SÍMBOLOS ............................................................................................... 23

LISTA DE SIGLAS ...................................................................................................... 25

1 INTRODUÇÃO .............................................................................................. 29

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ..................................................................... 36

2.1 AÇO INOXIDÁVEL ........................................................................................ 36

2.1.1 COMPOSIÇÃO QUÍMICA ............................................................................. 37

2.1.2 TIPOS DE AÇO INOXIDÁVEIS .................................................................... 38

2.1.3 AÇO INOXIDÁVEL DUPLEX ....................................................................... 39

2.1.4 AÇOS INOXIDÁVEIS AUSTENÍTICOS ....................................................... 41

2.1.5 TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA ....................................................... 44

2.1.6 EFEITO TRIP................................................................................................... 47

2.2 SOLDAGEM .................................................................................................... 56

2.2.1 ASPECTOS GERAIS....................................................................................... 56

2.2.2 TERMINOLOGIA DA SOLDAGEM ............................................................. 57

2.2.3 SOLDAGEM A ARCO COM PROTEÇÃO GASOSA (GMAW) – MIG/MAG

...................................................................................................................... 60

2.2.4 SOLDAGEM COM AÇO INOXIDÁVEL AUSTENÍTICO ........................... 63

2.2.5 SOLDAGEM COM AÇO INOXIDÁVEL DUPLEX ...................................... 66

2.2.6 SOLDAGEM OU REVESTIMENTO DE LIGAS DISSIMILARES .............. 74

3 MATERIAIS E MÉTODOS ......................................................................... 78

3.1 MATERIAL ..................................................................................................... 78

3.2 MÉTODOS ....................................................................................................... 79

3.2.1 NOMENCLATURA DAS AMOSTRAS ......................................................... 80

3.2.2 SOLDAGEM .................................................................................................... 80

3.2.3 MODOS DE SOLICITAÇÃO MECÂNICA PARA O ESTUDO ................... 84

3.2.4 TRAÇÃO UNIAXIAL ..................................................................................... 88

3.2.5 CARACTERIZAÇÃO...................................................................................... 91

9

3.2.6 ENSAIO DE MICRODUREZA INSTRUMENTADA ................................... 96

4 RESULTADOS ............................................................................................ 101

4.1 MATERIAIS DE PARTIDA.......................................................................... 101

4.1.1 TEMPERATURAS DE TRANSFORMAÇÃO E ENERGIA DE FALHA DE

EMPILHAMENTO .................................................................................... 101

4.1.2 MODOS DE SOLIDIFICAÇÃO.................................................................... 103

4.1.3 CARACTERIZAÇÃO.................................................................................... 105

4.2 MODOS DE SOLICITAÇÃO MECÂNICA ................................................. 125

4.2.1 TRAÇÃO UNIAXIAL ................................................................................... 125

4.2.2 FLEXÃO EM TRÊS PONTOS ...................................................................... 133

4.2.3 CARACTERIZAÇÃO.................................................................................... 134

5 DISCUSSÃO ................................................................................................. 169

6 CONCLUSÕES ............................................................................................ 174

7 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ..................................... 175

8 REFERÊNCIA BIBLIOGRÁFICA ........................................................... 176

9 ANEXOS ....................................................................................................... 181

9.1 PRODUÇÃO MUNDIAL DE ACIARIA DE AÇO INOXIDÁVEL ............ 181

10

LISTA DE ILUSTRAÇÕES

FIG. 1.1 – Taxa de crescimento anual composta da produção mundial de aciaria de aços

inoxidáveis (adaptado, lingote/placa equivalente) (ISSF, 2018). ................. 29

FIG. 1.2 – Produção de aciaria de inoxidáveis (lingote/placa equivalente) por região em

1000 toneladas. Outros: Brasil, Rússia, África do Sul, Coréia do Sul e

Indonésia (ISSF, 2018). ................................................................................ 30

FIG. 1.3 Tendência e previsão do consumo de aço inoxidável (VERMA e TAIWADE,

2017). ............................................................................................................ 31

FIG. 1.4 Consumo aparente per capita de aço inoxidável no Brasil (kg/hab/ano)

(ABINOX, 2018 (2)). ................................................................................... 32

FIG. 1.5 Produção brasileira de aço inoxidável (ABINOX, 2018 (2)). .......................... 32

FIG. 1.6 – Uso dos aços inoxidáveis por setor em 2017 (ISSF, 2018). ......................... 33

FIG. 2.1 - Micrografia de um aço inoxidável dúplex obtida por diferentes técnicas

experimentais (a) MO (JEBARAJ e AJAYKUMAR, 2013), (b) MO, (c) MEV

e (d) MET (modificado, VERMA e TAIWADE, 2017). .............................. 40

FIG. 2.2 - Diagrama de equilíbrio de fases do Fe-Cr-Ni para um teor de cromo constante

de 18% (SILVA E MEI, 2010). .................................................................... 42

FIG. 2.3 - Representação geométrica do plano de hábito entre a austenita () e a martensita

(α´) (adaptado de BHADESHIA E HONEYCOMBE, 2006). ..................... 45

FIG. 2.4 – Diagrama esquemático da energia livre da transformação martensítica induzida

por deformação (SHIN et al, 2001). ............................................................. 47

FIG. 2.5 - Gráfico tensão versus temperatura relacionado no efeito TRIP (adaptado de

OLSON E COHEN, 1972). .......................................................................... 48

FIG. 2.6 – Esquema do processo de deformação de um aço TRIP (SHEN et al., 2012).

...................................................................................................................... 50

FIG. 2.7 – Esquema da seção transversal da amostra de flexão (AHMADI et al., 2017).

...................................................................................................................... 51

FIG. 2.8 – Mapas de EBSD da zona de tração da amostra de flexão 1.5RD45 (AHMADI

et al., 2017). .................................................................................................. 52

FIG. 2.9 – Mapas de EBSD da zona compressiva da amostra de flexão 1.5RD45

(AHMADI et al., 2017). ............................................................................... 52

11

FIG. 2.10 – Variação do grão de austenita correspondente à zona de tração da amostra

1.5RD45 (AHMADI et al., 2017)................................................................. 53

FIG. 2.11 - Variação do grão de austenita correspondente à zona de compressão da

amostra 1.5RD45 (AHMADI et al., 2017). .................................................. 53

FIG. 2.12 – Micrografia óptica da amostra 1.5RD30, em (a) zona de tração e em (b) zona

de compressão (AHMADI et al., 2017). ...................................................... 55

FIG. 2.13 - Representação esquemática dos elementos durante o processo de soldagem

(MARQUES, MODENESI e BRACARENSE, 2009). ................................ 58

FIG. 2.14 - Tipos de solda: (a) cordão de solda, (b) solda filete, (c) solda em sulco e (d)

solda por fecho (BOHNART, 2017). ............................................................ 58

FIG. 2.15 - Dimensões e regiões características da solda de topo (MARQUES,

MODENESI e BRACARENSE, 2009). ....................................................... 59

FIG. 2.16 - Áreas influenciadas pelo calor de uma seção de solda de topo (MARQUES,

MODENESI e BRACARENSE, 2009). ....................................................... 59

FIG. 2.17 - Processo de soldagem a arco com proteção gasosa (GMAW) (adaptado de

BOHNART, 2017)........................................................................................ 60

FIG. 2.18 - Seções transversais típicas segundo o tipo de gás ou mistura no processo

GMAW (MARQUES, MODENESI e BRACARENSE, 2009). .................. 62

FIG. 2.19 - Fotografia da amostra 10HHI após a soldagem (adaptado de

UNNIKRISHNAN et al., 2014). .................................................................. 63

FIG. 2.20 - Macrografia da amostra 10HHI (adaptado de UNNIKRISHNAN et al., 2014).

...................................................................................................................... 63

FIG. 2.21 - Micrografia óptica da amostra 10HHI (adaptado, UNNIKRISHNAN et al.,

2014). ............................................................................................................ 64

FIG. 2.22 - Amostra 10HHI (a) Mapa IQ (b) Mapa IPF e (c) Mapa de cor de grãos únicos

(UNNIKRISHNAN et al., 2014). ................................................................. 65

FIG. 2.23 - Região da solda da amostra 10HHI (a) Mapa FPI da austenita, (b) Mapa de

fase (vermelho=austenita e verde=ferrita) e (c) FPI da ferrita

(UNNIKRISHNAN et al., 2014). ................................................................. 66

FIG. 2.24 – Diagrama pseudobinário de aços inoxidáveis com os modos de solidificação

(A, AF, FA e F) (DI et al., 2016). ................................................................. 68

FIG. 2.25 – Micrografia óptica de uma região soldada (VERMA e TAIWADE, 2017).

...................................................................................................................... 70

12

FIG. 2.26 – Micrografia de austenita secundária e região de pit onde a austenita

secundária se fez presente (VERMA e TAIWADE, 2017). ......................... 70

FIG. 2.27 – Micrografia de vários tipos de precipitados nos aços inoxidáveis duplex

(VERMA e TAIWADE, 2017). .................................................................... 72

FIG. 2.28 – Micrografia de MEV da raiz da solda feita por SMAW (ELSAAD et al.,

2016). ............................................................................................................ 73

FIG. 2.29 – Medida de ferrita em diferentes processos de soldagem (ELSAAD et al.,

2016). ............................................................................................................ 74

FIG. 2.30 – Diagrama de Schaeffler para prever a evolução microestrutural dentro da zona

de transição (DI et al., 2016). ....................................................................... 75

FIG. 2.31 – Micrografias de TEM de diferentes regiões da zona de transição (DI et al.,

2016). ............................................................................................................ 76

FIG. 2.32 – Morfologia da zona de transição (a) Imagem de MO da interface e (b) Imagem

de MEV de diferentes regiões (DI et al., 2016). ........................................... 77

FIG. 3.1 – Fluxograma do programa experimental para o presente estudo. ................... 79

FIG. 3.2 - Esquema dos corpos de prova (CP). .............................................................. 80

FIG. 3.3 - Vista inferior do CP, mostrando o cordão de solda. ...................................... 81

FIG. 3.4 - Esquema de soldagem do Laboratório da EEIMVR/UFF. ............................ 82

FIG. 3.5 - Medição da distância de saída do arame à superfície da chapa, referente a

distância inicial de abertura do arco. ............................................................ 82

FIG. 3.6 - Superfície de uma das chapas que recebeu a deposição de solda. ................. 83

FIG. 3.7 - Superfície oposta de uma das chapas que recebeu a deposição de solda. ..... 83

FIG. 3.8 - Amostra MSC com leve encurvamento. ........................................................ 84

FIG. 3.9 - Máquina de ensaio MTS. ............................................................................... 85

FIG. 3.10 - Esquema estrutural da flexão em três pontos............................................... 85

FIG. 3.11 - Desenho esquemático dos corpos de prova (CP) de flexão, unidade em mm.

Vistas frontal (a) e superior (b) do CP sem solda e vistas frontal (c) e superior

(d) do CP com solda. .................................................................................... 86

FIG. 3.12 - Corpos de prova com deposição de solda. ................................................... 86

FIG. 3.13 - Acabamento nas laterais dos corpos de prova devido ao corte com serra de

fita. ................................................................................................................ 87

FIG. 3.14 – Desenho esquemático da posição do extensômetro em um corpo de prova

sem ou com solda, unidade em mm. ............................................................. 87

FIG. 3.15 - Máquina de ensaio EMIC da EEIMVR / UFF. ............................................ 89

13

FIG. 3.16 – Foto da máquina de ensaio da EMIC com o ferritoscópio acoplado no corpo

de prova. ....................................................................................................... 89

FIG. 3.17 - Geometria dos corpos de prova de tração (a) sem solda e (b) com solda,

unidade em mm. ........................................................................................... 91

FIG. 3.18 - Técnica de caracterização versus etapa final de preparação metalográfica das

amostras. ....................................................................................................... 92

FIG. 3.19 - Pontos de análise de seções típicas de CPs (a) sem solda e (b) com solda. . 95

FIG. 3.20 - Seções transversais com as direções nas quais foram feitas as indentações, nas

amostras em (a) CR e tração sem solda, em (b) flexão sem solda e em (c)

soldada, flexão e tração com solda. .............................................................. 97

FIG. 3.21 - Seção transversal de uma indentação axissimétrica (aput - adaptado de

OLIVER e PHARR, 1992). .......................................................................... 98

FIG. 3.22 - Curva genérica obtida via ensaio de microdureza instrumentada em função

das variáveis básicas medidas para o cálculo das propriedades (adaptado de

SHIMADZU Instruction Manual, 2009) ...................................................... 99

FIG. 3.23 - Geometria da indentação da dureza Berkovich (SHIMADZU Instruction

Manual, 2009). .............................................................................................. 99

FIG. 4.1 - Diagrama pseudobinário para aços inoxidáveis com os aços 304L e ER 2209

(modificado, DI et al., 2016). ..................................................................... 104

FIG. 4.2 - Pontos de aplicação de cargas do ensaio de dureza Rockwell. .................... 105

FIG. 4.3 - Tabela de conversão de dureza de Rockwell B e Rockwell C. Em vermelho, os

resultados experimentais (adaptado, CALLISTER E RETHWISCH, 2015).

.................................................................................................................... 106

FIG. 4.4 – Difratograma de Raios X da amostra na condição como recebido, relativo a

seção na corte na direção de laminação. ..................................................... 107

FIG. 4.5 - Macrografia da amostra somente soldada. ................................................... 108

FIG. 4.6 – Macrografia obtida com o uso do estereoscópio de uma amostra soldada. 108

FIG. 4.7 - Detalhe da macroestrutura observada através do estereoscópio na fronteira

entre o cordão da solda e o metal base. Em A, a solda. Em B1, fim da ZTA e

início da zona fundida (zona de transição), e B2 ZTA. Em C, o metal base.

.................................................................................................................... 109

FIG. 4.8 - Micrografia do AIA 304L, no ponto 1, na condição como recebido, obtida por

meio do detector de elétrons secundários do MEV, nos aumentos de (a) 200x

e (b) 1000x. Em (c) os pontos de análise da seção. .................................... 111

14

FIG. 4.9 - Micrografia do AIA 304L, em ½ de espessura (ponto 2), na condição como

recebido, obtida por meio do detector de elétrons secundários do MEV, nos

aumentos de (a) 200x e (b) 1000x. Em (c) os pontos de análise da seção. 112

FIG. 4.10 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra CR, a ¼ de espessura, aumento de 100x,

em (a) fase CFC, em (b) fase CCC e (c) triângulo de orientação das fases CFC

e CCC. ........................................................................................................ 113

FIG. 4.11 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra CR, a ½ espessura (ponto 2), aumento

de 500x, em (a) fase CFC, em (b) fase CCC e (c) triângulo de orientação das

fases CFC e CCC. ....................................................................................... 113

FIG. 4.12 - Micrografia do AIA 304L, no ponto 2, da amostra soldada, obtida por meio

do detector de elétrons secundários do MEV, nos aumentos de (a) 200x e (b)

1000x. Em (c) os pontos de análise da seção. ............................................ 115

FIG. 4.13 - Micrografia do AIA 304L, em ¾ de espessura (ponto 3), da amostra soldada,

obtida por meio do detector de elétrons secundários do MEV, nos aumentos

de (a) 200x e (b) 1000x. Em (c) os pontos de análise da seção. ................. 116

FIG. 4.14 - Micrografia da ZTA + zona de transição, da amostra soldada, posição 4, obtida

por meio do detector de elétrons secundários do MEV, nos aumentos de (a)

200x e (b) 1000x. Em (c) os pontos de análise da seção. ........................... 117

FIG. 4.15 - Micrografia da ZTA + zona de transição da amostra soldada, posição 5, obtida



FIG. 4.16 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra soldada, na posição 4, aumento de 100x,


e CCC. ........................................................................................................ 119



e CCC. ........................................................................................................ 119

FIG. 4.18 - Micrografia da ZTA + zona de transição da amostra soldada, posição 6, obtida



FIG. 4.19 - Micrografia da zona fundida da amostra soldada, posição 7, obtida por meio



15






e CCC. ........................................................................................................ 124



e CCC. ........................................................................................................ 124

FIG. 4.23 - Gráfico tensão versus deformação de engenharia dos CPs com e sem solda,

obtido do ensaio de tração. ......................................................................... 125

FIG. 4.24 - Gráfico tensão versus deformação verdadeira dos CPs com e sem solda, obtido

do ensaio de tração. .................................................................................... 126

FIG. 4.25 – Fotografia dos CPs com solda após o ensaio de tração uniaxial até a ruptura.

.................................................................................................................... 128

FIG. 4.26 - Gráfico tensão x tempo em função da fração de martensita para um CP sem

solda. ........................................................................................................... 128

FIG. 4.27 - Gráfico tensão x tempo em função da fração de martensita para um CP com

solda. ........................................................................................................... 129

FIG. 4.28 – Gráfico fração de martensita versus tempo dos CPs sem e com solda. .... 129

FIG. 4.29 – Gráfico tensão versus deformação de engenharia dos CPs com e sem solda,

obtido do ensaio de flexão. ......................................................................... 133

FIG. 4.30 - Micrografia do AIA 304L da amostra tração sem solda, posição 1, aumento

de 1000x, obtida por meio do detector de elétrons secundários do MEV, em

(a). Em (b) os pontos de análise da seção. .................................................. 135

FIG. 4.31 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra tração sem solda, posição 1, aumento de

100x, em (a) fase CFC, em (b) fase CCC, (c) triângulo de orientação das fases

CFC e CCC, em (d) fase HC e em (e) triângulo de orientação da fase HC.135

FIG. 4.32 - Micrografia do AIA 304L da amostra tração sem solda, posição 2, aumento



FIG. 4.33 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra tração sem solda, posição 2, aumento de



16

FIG. 4.34 - Micrografia do AIA 304L da amostra tração com solda, posição 1, aumento






FIG. 4.36 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra tração com solda, posição 2, aumento de






FIG. 4.38 - Micrografia da zona de transição da amostra tração com solda, posição 4,

aumento de 1000x, obtida por meio do detector de elétrons secundários do

MEV, em (a). Em (b) os pontos de análise da seção. ................................. 139
















FIG. 4.44 - Micrografia da zona fundida da amostra tração com solda, posição 7, aumento



17




FIG. 4.46 - Micrografia da zona fundida da amostra tração com solda, posição 8, aumento



FIG. 4.47 - Micrografia do AIA 304L da amostra flexão sem solda, posição 1, aumento



FIG. 4.48 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra flexão sem solda, em ¼ de espessura

(posição 1), aumento de 100x, em (a) fase CFC, em (b) fase CCC, (c) triângulo

de orientação das fases CFC e CCC, em (d) fase HC e em (e) triângulo de

orientação da fase HC. ................................................................................ 145




FIG. 4.50 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra flexão sem solda, posição 2, aumento de






FIG. 4.52 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra flexão sem solda, posição 3, aumento de



FIG. 4.53 - Micrografia do AIA 304L da amostra flexão com solda, posição 1, aumento






FIG. 4.55 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra flexão com solda, posição 2, aumento de



18




FIG. 4.57 - Micrografia da ZTA + zona de transição da amostra flexão com solda, posição

4, aumento de 1000x, obtida por meio do detector de elétrons secundários do

MEV. .......................................................................................................... 150






MEV. .......................................................................................................... 151






MEV. .......................................................................................................... 152




FIG. 4.63 - Micrografia da zona fundida da amostra flexão com solda, posição 7, aumento

de 1000x, obtida por meio do detector de elétrons secundários do MEV. . 154




FIG. 4.65 - Micrografia da zona fundida da amostra flexão com solda, posição 8, aumento

de 1000x, obtida por meio do detector de elétrons secundários do MEV. . 155

FIG. 4.66 - Formação de martensita após o ensaio de ultramicrodureza na matriz

austenítica - amostra FLEXÃO a 3-4E (a) antes e (b) depois. ................... 157

FIG. 4.67 - Indentações 3 a 6, em ½ de espessura, na amostra tração sem solda. ....... 157

FIG. 4.68 - Dureza Berkovich das amostras cujas indentações foram realizadas na direção

de laminação. .............................................................................................. 158

FIG. 4.69 - Dureza Berkovich na direção L0. .............................................................. 161

19

FIG. 4.70 - Dureza Berkovich na direção L5. .............................................................. 161

FIG. 4.71 – Módulo de indentação das amostras cujas indentações foram realizadas na

direção de laminação. ................................................................................. 162

FIG. 4.72 - Módulo de indentação (Eit) das amostras com solda na direção L0. ........ 165

FIG. 4.73 - Módulo de indentação (Eit) das amostras com solda na direção L5. ........ 166

20

LISTA DE TABELAS

TAB. 1.1 – Taxa de crescimento anual composta dos principais metais, de 1980 a 2017

(adaptado, ISSF, 2018). ................................................................................ 30

TAB. 2.1 Influência dos principais elementos químicos na composição dos aços

inoxidáveis (OUTOKUMPU, 2013)............................................................. 37

TAB. 2.2 Composição química dos principais elementos (SILVA E MEI, 2010)......... 38

TAB. 2.3 - Resumo das características dos grãos em função das zonas trativa e

compressiva (Ahmadi et al., 2017). .............................................................. 54

TAB. 2.4 - Volume de martensita α’ nas amostras 1.5RD (AHMADI et al., 2017). ..... 56

TAB. 2.5 - Parâmetros utilizados no processo de soldagem da amostra 10HHI (adaptado

de UNNIKRISHNAN et al., 2014). ............................................................. 63

TAB. 2.6 – Características dos processos de soldagem (JEBARAJ E JAYKUMAR,

2013). ............................................................................................................ 67

TAB. 2.7 – Formação de fases intermetálicas em aços inoxidáveis duplex (adaptado

VERMA e TAIWADE, 2017). ..................................................................... 71

TAB. 2.8 – Análise de EDS para diferentes fases da FIG. 2.28 (ELSAAD et al., 2016).

...................................................................................................................... 73

TAB. 3.1 - Composição química (% em peso) do aço inoxidável austenítico 304L em

estudo fornecido pela APERAM South América. ........................................ 78

TAB. 3.2 - Nomenclatura das amostras analisadas. ....................................................... 80

TAB. 3.3 – Composição química do arame AWS/ASME SFA-5.9 ER 2209 da ESAB

(adaptado de ESAB). .................................................................................... 81

TAB. 3.4 – Especificação do extensômetro utilizado nos ensaios de flexão em 3 pontos.

...................................................................................................................... 88

TAB. 3.5 – Quantidade de corpos de prova de tração utilizados. .................................. 90

TAB. 3.6 - Parâmetros do polimento eletrolítico e do ataque químico para etapa final de

preparação metalográfica. ............................................................................. 93

TAB. 3.7 - Parâmetros adotados no MEV para as análises com o detector de SE. ........ 95

TAB. 3.8 - Parâmetros adotados no MEV para as análises com o detector de EBSD. .. 95

TAB. 3.9 - Tabela das principais fases deste trabalho em função de sua estrutura cristalina

e aspectos morfológico na microestrutura. ................................................... 96

TAB. 3.10 - Parâmetros utilizados no ensaio de microdureza instrumentada. ............... 97

21

TAB. 4.1 - Valores das temperaturas de transformação e das EFEs para o aço inoxidável

304L utilizado nesse estudo. ....................................................................... 102

TAB. 4.2 - Composição química dos aços 304L estudado por TAHERI, et al., 2011. 102

TAB. 4.3 - Valores das temperaturas de transformação martensítica e EFE do aço 304L

calculados em função da composição química apresentado por TAHERI et al.,

2011. ........................................................................................................... 102

TAB. 4.4 - Razão cromo-níquel equivalente e respectivo modo de solidificação de cada

aço. .............................................................................................................. 104

TAB. 4.5 – Valores obtidos do ensaio de dureza. ........................................................ 105

TAB. 4.6 - Propriedades obtidas a partir do ensaio de tração. ..................................... 126

TAB. 4.7 - Propriedades mecânicas do aço inoxidável austenítico 304L – curva tensão

versus deformação de engenharia (Aperam South American). ................... 127

TAB. 4.8 – Propriedades mecânicas da literatura obtidas por meio de tração uniaxial –

curva tensão versus deformação verdadeira. .............................................. 127

TAB. 4.9 – Frações de martensita antes do ensaio e em 3% de deformação equivalente.

.................................................................................................................... 130

TAB. 4.10 – Dados reunidos das curvas de tensão versus deformação verdadeira junto

com a fração de martensita. ........................................................................ 131

TAB. 4.11 – Frações inicial e final de martensita, em função da tensão verdadeira de

parada (parada) no ensaio de ensaio de tração uniaxial com ferritoscópio

acoplado a corpos de prova do aço 304L, realizado por PAULA et al. (2012).

.................................................................................................................... 131

TAB. 4.12 - Propriedades obtidas a partir do ensaio de flexão. ................................... 133

TAB. 4.13 – Média dos ângulos dos contornos dos grãos obtidos por meio do EBSD (MB

= Metal Base, ZT = ZTA + Zona de Transição e ZF = Zona Fundida)...... 156

TAB. 4.14 - Resumo dos resultados da dureza Berkovich para as amostras sem solda.

.................................................................................................................... 160

TAB. 4.15 - Resumo dos resultados da dureza Berkovich para as amostras com solda.

.................................................................................................................... 160

TAB. 4.16 - Resumo dos resultados do módulo de indentação para as amostras sem solda.

.................................................................................................................... 164

TAB. 4.17 - Resumo dos resultados do módulo de indentação para as amostras com solda.

.................................................................................................................... 164

TAB. 4.18 - Percentual do módulo de elasticidade na direção L0. .............................. 167

22

TAB. 4.19 - Percentual do módulo de elasticidade na direção L5. .............................. 168

TAB. 5.1 – Resumo qualitativo da presença dos tipos de martensita nas amostras

ensaiadas. .................................................................................................... 172

TAB. 9.1 – Produção de aciaria de aços inoxidáveis (lingote/placa equivalente) em 1000

toneladas métricas (adaptado, ISSF, 2018). ............................................... 181

23

LISTA DE SÍMBOLOS

𝜈𝑖 - coeficiente de Poisson do identador (0,07)

𝜈𝑠 - coeficiente de Poisson da amostra

Ap - área de projeção da indentação resultante da penetração com o

indentador de dureza Berkovich;

As - área de contato da indentação resultante da penetração com o

indentador de dureza Berkovich;

At - aporte térmico

Cbm - concentração nominal de qualquer elemento do metal base;

Cfm - concentração nominal de qualquer elemento do metal de adição;

Creq - cromo equivalente

Ctz - concentração de qualquer elemento dentro da zona de transição;

D - diluição;

E - módulo de elasticidade

Eit - módulo de indentação;

Fmáx - força máxima utilizada no ensaio de microdureza

hc - profundidade de contato da indentação resultante da penetração

com o indentador de dureza Berkovich;

hmáx - profundidade máxima da indentação resultante da penetração com

o indentador de dureza Berkovich;

hp - profundidade permanente da indentação resultante da penetração

com o indentador de dureza Berkovich;

hr - altura referente ao retorno elástico perfeito

HT115 - dureza Berkovich

L - altura média da indentação (ensaio de microdureza)

L - vão entre apoios em uma viga biapoiada

M - martensita

Md - temperatura limítrofe para ocorrência da transformação

martensítica induzida por deformação plástica;

Md30 ou Md30/50 temperatura na qual 50% da martensita é produzida com 30% de

deformação verdadeira

24

Mi - é a temperatura de início da transformação da martensítica

induzida termicamente;

Miσ - temperatura na qual a tensão requerida para nucleação martensítica

atinge a resistência para escoamento plástico da fase austenítica;

Nieq - níquel equivalente

T0 - temperatura de equilíbrio termodinâmico entre a austenita não-

deformada e a martensita;

uI - energia interna requerida para a transformação martensítica;

uIc - máxima energia interna que pode ser acumulada;

α - ferrita alfa

α’ - martensita alfa linha

γ - austenita

γ2 - austenita secundária

γSFE - energia de falha de empilhamento

δ - ferrita delta

ΔGch - diferença das energias livres químicas da austenita não-deformada

e da martensita;

ΔGcrit - é a força motriz crítica;

ΔGq - energia livre química

ε - constante que depende da geometria do indentador (ensaio de

microdureza)

ε - martensita épsilon

εmáx - deformação máxima (ensaio de tração uniaxial ou flexão de três

pontos)

σ - fase sigma

σr - tensão limite de resistência

σy - limite de escoamento

𝑆 - inclinação da curva durante o descarregamento (região linear)

25

LISTA DE SIGLAS

AI - Aço inoxidável

AIA - Aço Inoxidável Austenítico

AID - Aço Inoxidável Duplex

AISI - American Iron and Steel Institute

ASM - American Society for Metals

ASME - American Society of Mechanical Engineers

At - aporte térmico

AWS - American Welding Society

CBPF - Centro Brasileiro de Pesquisas Físicas

CC- - Corrente contínua com polaridade direta

CCC - Cúbica de Corpo Centrado

CFC - Cúbica de Face Centrada

CP - Corpo de Prova

CR - Como Recebida

DIMT Deformation Induced Martensitic Transformation

DL - Direção de Laminação

DN - Direção Normal

DRX - difração de Raios X

EBSD Difração de Elétrons Retroespalhados (Electron Backscatter

Diffraction)

EDS - Detector de Raios X por energia dispersiva

EEIMVR - Escola Engenheira Industrial Metalúrgica de Volta Redonda

EFE - energia de falha de empilhamento

ESAB - Elektriska Svetsnings Aktie Bolaget

EUA - Estados Unidos da América

FCAW - Flux Cored Arc Welding

FEG - Canhão de Emissão de Campo (Field Emission Gun)

FMCE - Fábrica de Material de Comunicações e Eletrônica

GBA - Grain Boundary Allotriomorphs

GMAW - Gas Metal Arc Welding

GNL - Gás Natural Liquefeito

26

GTAW - Gas Tungsten Arc Welding

HC - Hexagonal Compacta

HHI - High Heat Input

HRB - Dureza Rockwell B

HRC - Dureza Rockwell C

ICEx - Instituto de Ciências Exatas

IGA - Intragranular Austenite

IMBEL - Indústria de Material Bélico do Brasil

IME - Instituto Militar de Engenharia

IPF - Figura de Polo Inversa (Inverse Pole Figure)

ISSF - International Stainless Steel Forum

LBW - Laser Beam Welding

MAG - Metal Active Gas

MB - Metal Base

MET - Microscópio Eletrônico de Transmissão

MEV - Microscópio Eletrônico de Varredura

MIG - Metal Inert Gas

MO - Microscópio Óptico

PAW - Plasma Arc Welding

PH - Precipitation Hardening

RU - Reino Unido

SE - elétrons secundários

SMAW - Shield Metal Arc Welding

TM - Transformação Martensítica

TRIP - Transformation-Induced Plasticity

TT - Tratamento Térmico

TWIP - Twinning-Induced Plasticity

UE - União Européia

UFF - Universidade Federal Fluminense

WA - Widmanstätten Austenite

WRC - Welding Research Council

ZF - Zona Fundida

ZTA - Zona Termicamente Afetada

PPGEM - Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica

27

RESUMO

Os aços inoxidáveis austeníticos (AIA) e alguns dos aços inoxidáveis duplex (AID),

em função da composição química da fase austenítica que os compõe, podem apresentar

transformação martensítica induzida por deformação (efeito TRIP - Transformation-

Induced Plasticity), em função da natureza e magnitude da solicitação mecânica a que

estão sujeitos. Além disso, a associação destes materiais pode trazer resultados positivos

em função de suas características microestruturais e propriedades mecânicas distintas,

aliadas à excelente resistência à corrosão em meios e condições distintas. Sendo assim, é

interessante para determinadas aplicações, a conjugação de componentes ou o

revestimento de peças com uso de processo de soldagem, tanto para união de peças, como

também para depósito de materiais dissimilares. Com o intuito de avaliar o aspecto

microestrutural e o comportamento mecânico quanto ao uso de revestimento de aço

inoxidável duplex (arame ER 2290) sobre metal base de aço inoxidável austenítico 304L

(chapa de 12,8 mm de espessura), fez-se uso do processo de soldagem a arco proteção

gasosa (SMAW-MIG) com uso de mistura de argônio com 2% de oxigênio com um

depósito de cordão de solda transversalmente à direção de laminação. Este conjunto, em

comparação às condições sem depósito de solda, foi submetido a esforços de flexão de

três pontos e tração uniaxial até uma deformação equivalente de 3% (um pouco acima do

limite de escoamento). As condições de partida (aço 304L sem e com depósito de cordão

de solda de AID ER 2209) foram caracterizadas tanto do ponto de vista estrutural

(macroestrutura, difração de Raios X e microscopia eletrônica de varredura), como

mecânico (macrodureza, microdureza instrumentada e tração uniaxial até a ruptura

associadas às medidas de ferritoscopia). De forma a avaliar a ocorrência de efeito TRIP

nos estágios iniciais de deformação plástica em função das condições de esforços de

flexão em três pontos ou tração uniaxial, foram conduzidas caracterizações de ordem

microestrutural no Microscópio Eletrônico de Varredura (MEV) com detectores de

elétrons secundários (SE) e de difração de elétrons retroespalhados (EBSD) e mecânica

via microdureza instrumental em comparação com as condições de partida. Reunindo os

dados dessas análises, foi possível verificar uma boa adesão entre os aços em função da

zona de transição formada na zona fundida pela diluição entre o metal base AIA 304L e

o metal de adição AID ER2290, como também uma zona termicamente afetada (ZTA)

muito estreita e pouco alterada do ponto de vista microestrutural. Após os ensaios de

flexão e tração com deformação equivalentes, verificou-se, por meio de mapas de

EBSD/MEV, a presença da martensita e, por vezes, em conjunto com a martensita α’ –

típico do estágio inicial de deformação plástica associada ao efeito TRIP. Com uso do

detector de SE/MEV foi possível constatar a maior formação de martensita α’, ε e a

transição de ε→α’, nas áreas tracionadas compostas pelo metal base ou na zona fundida

composta pela mistura dos aços (maior teor de austenita). Observou-se, que a dureza

Berkovich apresenta pouca variação em termos de valor médio, porém com grande

dispersão entre os distintos pontos de medida. Por outro lado, verificou-se grande

influência das martensitas formadas no valor da propriedade do módulo de indentação.

28

ABSTRACT

Austenitic stainless steels (AIA) and some of the duplex stainless steels (AID) in a

function of the chemistry of the austenitic phase that make them are capable of being

martensitic transformation induced by deformation (Transformation-Induced Plasticity -

TRIP effect), with a nature and magnitude of which they are subject. In addition, the use

of these together can present positive results in their microstructural characteristics and

mechanical properties coupled with excellent corrosion resistance in different

environment and conditions. Also, it is interesting to note that the use of welding

processes is not a problem. In order to evaluate the microstructural aspect and the

arrangement with the use of a duplex stainless steel coating (ER 2290 wire), with a 304L

austenitic stainless metal base (12.8 mm thick sheet), the use of gas metal arc welding -

metal inert gas (GMAW-MIG) using a 2% oxygen argon mixture with a weld bead

deposit transversely to the rolling direction. Where this set, compared to the conditions

of a weld deposit, was subjected to 3-point bending flexion and uniaxial tensile at an

equivalent 3% strain (slightly above the yield limit). The initial conditions (304L steel

without and with AID weld bead deposit ER 2209) were characterized from a structural

(macrostructure, X-ray diffraction - XRD and scanning electronic microscopy - SEM),

and mechanical point of view (macrohardness, instrumented microhardness and uniaxial

tensile up to rupture associated with the ferritoscope measurements). In order to evaluate

the occurrence of TRIP effect in the initial stages of plastic strain of three-point bending

stresses or uniaxial tensile, microstructural characterization were conducted in the SEM

with secondary electrons (SE) and electron backscattered diffraction (EBSD) detectors.

The mechanical properties were taken by instrumented microhardness test. By combining

the data from these analyzes, it was possible to verify a good adhesion between the steels

as a function of the transition zone formed in the melted zone by the dilution between the

base metal AIA 304L and the addition metal AID ER2290, as well as a heat affected zone

(HAZ) very narrow and few altered from the microstructural point of view. After bending

and tensile tests with equivalent strain were verified by EBSD / SEM maps that showed

the presence of ε martensite and, in some cases, together with the α’ martensite, those are

typical of the plastic strain initial stage associated TRIP effect. With the images obtained

from SE / SEM detector were possible to verify the higher formation of martensite α', ε

and the transition of ε → α' in the tensile areas composed of base metal or in the melted

zone composed of the steel mixture (higher austenite content). It was observed that the

Berkovich hardness shows few variation in terms of average value, but with great

dispersion anong the different measuring points. On the other hand, was observed a great

influence of martensites formed on the indentation modulus property values .

29

1 INTRODUÇÃO

Na 22ª conferência do Internacional Stainless Steel Forum (ISSF), foram

apresentados os dados estatísticos da produção e do mercado internacional de aço

inoxidável (ABINOX, 2018 (1)). A produção mundial de aciaria de aços inoxidáveis

experimentou um crescimento de um milhão de tonelada, em 1950, até 48 milhões de

toneladas, em 2017, sob uma taxa de crescimento anual composta de 5,85%, conforme

pode ser visto na FIG. 1.1 (ISSF, 2018).

FIG. 1.1 – Taxa de crescimento anual composta da produção mundial de aciaria de

aços inoxidáveis (adaptado, lingote/placa equivalente) (ISSF, 2018).

Entre os anos de 1980 a 2017, a produção de aço inoxidável cresceu à uma taxa de

5,39%. Enquanto que, no mesmo período, a produção de outros materiais foi inferior,

como pode ser visto na TAB. 1.1 (ISSF, 2018).

A produção de aciaria de aços inoxidáveis, por região do mundo, dos anos de 2012 a

2017, pode ser vista na FIG. 1.2 e detalhada na TAB. 9.1 em anexo. Observa-se uma

produção quase constante da Europa. Houve um crescimento mais suave na produção dos

EUA e outros países, como Brasil, Rússia, África do Sul, Coréia do Sul e Indonésia.

Porém, destaca-se a Ásia, cuja economia está em rápida expansão, com grande porção da

produção mundial de AIs (ISSF, 2018). Destaque para China, cuja produção já superou o

Japão, como líder mundial em produção de aço inoxidável, com consumo per capita

30

alcançando de 4,6 kg/habitante em 2006 (LO SHEK e LAI, 2009). Em 2005, a produção

chinesa representa 12,9% da produção mundial de AI. Em 2017, representa 53,6 do total,

com 25,77 milhões de toneladas de produzidas (ABINOX, 2018 (1) e ISSF, 2018).

TAB. 1.1 – Taxa de crescimento anual composta dos principais metais, de 1980 a

2017 (adaptado, ISSF, 2018).

Metal Taxa de crescimento (%/ano)

Aço inoxidável 5,39

Chumbo 1,99

Cobre 2,67

Zinco 2,20

Alumínio 3,90

Aço carbono 2,35

FIG. 1.2 – Produção de aciaria de inoxidáveis (lingote/placa equivalente) por

região em 1000 toneladas. Outros: Brasil, Rússia, África do Sul, Coréia do Sul e

Indonésia (ISSF, 2018).

A Conferência Feinox 2008 estima que haverá um crescimento de 4% da produção

mundial dos AIs em 2020. Os aços inoxidáveis austeníticos (AIA) clássicos (série 300)

tiveram uma demanda de 62% em 2007, devido ao alto preço do níquel, e estima-se que

em 2020 haverá uma redução em sua produção, porém ainda terão um percentual

considerável de 53% (VERMA e TAIWADE, 2017).

31

Outras alternativas para materiais com baixo ou nenhum teor de níquel são os aços

inoxidáveis austeníticos da série 200 e os ferríticos e martensíticos da série 400, utilizados

em ambientes corrosivos moderados e setores estruturais. A produção da série 200, em

2007, foi de 10%, sendo prevista para 2020 uma produção em torno de 6%. Já a série 400,

por possuir baixo custo de produção, boa condutividade térmica e ser reciclável, teve sua

produção em 2007 correspondente à 27% e uma previsão de 37% em 2020. Os aços

inoxidáveis duplex tiveram uma produção de 1%, em 2017, com previsão de crescimento

para 4%, em 2020. Esses percentuais são ilustrados na FIG. 1.3 (VERMA e TAIWADE,

2017).

FIG. 1.3 Tendência e previsão do consumo de aço inoxidável (VERMA e

TAIWADE, 2017).

Nas FIG. 1.4 e FIG. 1.5 são mostrados o consumo aparente (produção nacional +

importações – exportações) e a produção de aço inoxidável brasileira, respectivamente

(ABINOX, 2018). Entre os anos de 2000 a 2008, a demanda por aço inoxidável no Brasil

vinha se ampliando a taxas superiores à do crescimento da economia, com uma média

anual de crescimento de 5,2%. Em 2009, a crise mundial provocou uma queda de 30%

no consumo interno. Do ano de 2010 ao ano de 2014, a expansão chegou a 8,8% ao ano.

Porém, com a recessão, em 2015, o consumo brasileiro de aço interrompeu uma trajetória

de crescimento acelerado, com uma queda de 25%, indo para 299,5 mil toneladas. Como

alternativa à retração do mercado brasileiro e com uma indústria capaz de suprir tanto o

mercado interno, como o externo, as empresas destinaram parte da produção ao mercado

externo, com vendas atingindo de 30% a 45% da produção (VALOR ECONÔMICO,

2015). Em 2016, o consumo aparente no Brasil, fechou superior que em 2015.

32

FIG. 1.4 Consumo aparente per capita de aço inoxidável no Brasil (kg/hab/ano)

(ABINOX, 2018 (2)).

FIG. 1.5 Produção brasileira de aço inoxidável (ABINOX, 2018 (2)).

A presença do aço inoxidável, nos mais variados setores da atividade humana, é tão

extensa que não se percebe o quanto que interagimos com esse material (ABINOX, 2018

(3)). Na FIG. 1.6, pode-se ver a distribuição do uso dos aços inoxidáveis por setor, no ano

de 2017. Os produtos metálicos compõem 37,5%, o maquinário elétrico 7,6%, os motores

e partes de veículos 9,4%, itens de engenharia mecânica 28,3%, o uso na construção

abrange 12,3% e outros usos nos transportes fecham com 4,9%. Nos países

33

desenvolvidos, 18,9% dos motores que utilizam o AI como matéria-prima, enquanto que

nos países em desenvolvimento, apenas, 5,2% utilizam os AIs nos motores de veículos.

FIG. 1.6 – Uso dos aços inoxidáveis por setor em 2017 (ISSF, 2018).

O Aço Inoxidável Austenítico (AIA) está presente em diversas aplicações em

diferentes tipos de indústrias, como a automobilística, aeronáutica, naval, química e de

produção de energia. Há preferência de seu uso, por exemplo, em tanques de

armazenamento de Gás Natural Liquefeito (GNL), onde são utilizadas temperaturas

criogênicas, em torno de 110 K (-163ºC) e há consideráveis cargas de impacto provocadas

pelo fluido contido. Em especial, o AIA 304L é utilizado nesses tanques como principal

material para compor as membranas e os sistemas de válvulas (YOO et al., 2011).

Os AIA possuem boas características como: resistência à corrosão, resistência

mecânica em baixa temperatura e, em meios extremos, soldabilidade e ductilidade. Além

disso, suas propriedades mecânicas podem ser melhoradas pela transformação de fase

induzida por plasticidade. Aços que sofrem esse tipo de processo, são conhecidos como

aços susceptíveis ao efeito TRIP, do inglês Transformation Induced Plasticity

(Transformação Plástica Induzida) (YOO et al., 2011).

Em aços austeníticos homogêneos, a citar os AIA, e também em alguns aços

inoxidáveis duplex, o efeito TRIP é observado na fase austenítica em consequência de

carregamentos estáticos, dinâmicos e cíclicos. Em todos os casos, em função da

34

solicitação mecânica para o processamento/adequação de propriedades ou no trabalho

durante a aplicação, o endurecimento é fortemente dependente da transformação

martensítica.

Além do efeito TRIP, outro importante processo que altera a microestrutura do

material é a soldagem. Em AIA e aços inoxidáveis duplex (AID) durante o processo de

soldagem é possível ocorrer a formação de trincas devido às tensões residuais geradas.

Dependendo do nível das tensões residuais geradas em conjunto com a composição

química (seja do metal base, zona termicamente afetada e zona fundida), pode ocorrer a

formação de fases martensíticas pode vir a ser induzida, o que poderia gerar um

endurecimento local do material. A fim de evitar uma fratura prematura, costuma-se

submeter o material à um tratamento térmico (TT) antes e após a soldagem, porém, nem

sempre isso é possível. Na indústria petroquímica, é usual realizar as soldas em campo e

muitas vezes em locais de difícil acesso. Além disso, a necessidade de TT impacta na

linha de produção, necessitando de muitas paradas e aumentando ainda mais o custo de

fabricação. Em função disso, há estudos da soldagem em AIA sem o processo de TT

(FUENTES, 2011).

Hoje em dia, diversas situações industriais demandam a junção de materiais

dissimilares a fim de ter benefícios econômicos e melhor performance mecânica. A

soldagem de materiais dissimilares é uma técnica fascinante, a qual envolve junção de

metais com composições químicas, pontos de fusão e coeficientes de expansão térmica

distintas. Consequentemente, muitos contratempos em termos metalúrgicos e mecânicos

são esperados. O maior desafio na soldagem de materiais dissimilares está na escolha do

metal de adição apropriado. Uma escolha inapropriada do arame pode causar prejuízos

metalúrgicos como trincas de soldagem e formação de segundas fases indesejadas

(RAMKUMAR et al., 2015).

No estudo do efeito TRIP em AIA e AID poucos são os trabalhos que fazem menção

às modificações estruturais destes materiais sob condições de deformação um pouco

acima do limite de escoamento e em função da condição de carregamento, como também

do efeito após a soldagem. Assim, o presente trabalho busca conjugar um aço inoxidável

austenítico clássico, 304L, com um aço inoxidável duplex através de processo de

soldagem, submetendo este conjunto a esforços de tração e/ou compressão, a fim de

verificar a ocorrência do efeito TRIP em percentuais de deformação um pouco acima do

limite de escoamento do aço inoxidável austenítico.

35

Dessa forma, o presente trabalho teve por objetivo caracterizar a microestrutura de

uma região do material onde houve deposição de um cordão de solda de aço inoxidável

duplex pelo processo soldagem a arco elétrico por gás inerte (GMAW – MIG), sob um

metal base constituído de aço inoxidável austenítico 304L laminado a quente. O material

foi submetido a esforços de tração uniaxial e flexão em três pontos, ambos a temperatura

ambiente e com velocidade de deformação iguais. Para isso foram realizados as seguintes

caracterizações e ensaios nas chapas do aço inoxidável 304L, como recebido, e com

depósito de cordão de solda de aço inoxidável duplex transversalmente à direção de

laminação.

Caracterização microestrutural e mecânica através de microscopia óptica (MO) e

microscopia eletrônica de varredura (MEV) em conjunto com a difração de

elétrons retroespalhados (EBSD) e microdureza instrumentada, a fim de definir

as fases presentes e suas distintas propriedades mecânicas ao longo da espessura

(1/4, 1/2 e 3/4 da espessura) Os ensaios foram realizados nas regiões do metal

base (sem e com cordão de solda), na zona termicamente afetada (ZTA) e na zona

fundida (ZF);

Ensaio de tração uniaxial a temperatura ambiente até a ruptura, associado a

medições de ferritoscopia (até pouco antes do estabelecimento do limite de

resistência), a fim observar mudanças no comportamento mecânico e de

transformação de fases até a ruptura, em função da presença do cordão único de

solda depositado no ponto médio do comprimento útil do corpo de prova de

tração.

Ensaios de flexão em três pontos e de tração uniaxial até níveis de deformação

equivalente, um pouco acima do limite de escoamento do material, a fim de

observar as modificações microestruturais com auxílio do MEV/EBSD, e

verificar as propriedades mecânicas a partir das medidas de microdureza

instrumentada ao longo da espessura (1/4, 1/2 e 3/4 da espessura). Os ensaios

foram realizados nas regiões de metal base (sem e com cordão de solda), zona

termicamente afetada (ZTA) e zona fundida (ZF).

36

2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

2.1 AÇO INOXIDÁVEL

O aço inoxidável foi descoberto por Harry Brearley (1871-1948), em meados de

agosto de 1913, na cidade de Sheffield (Inglaterra). Brearley trabalhava no Laboratório

de Pesquisa Brown-Firth e estava pesquisando um material resistente à abrasão (desgaste

excessivo) a pedido de uma fábrica de canos de armamentos. Para tal, começou a

adicionar cromo a fim de elevar o ponto de fusão do aço. Há indícios que o pesquisador

jogou seu aço de pesquisa no ferro velho e, depois de um tempo, ao retornar percebeu que

o material não tinha “enferrujado”. Porém, o mais provável é que tenha descoberto a

propriedade ao tentar fazer um ataque químico para revelar a microestrutura, verificando

resistência do material a este ataque (CAPUS, 2013).

Ciente da relevância de sua descoberta, Brearley comunicou ao seu empregador sobre

sua aplicabilidade à indústria de talheres, porém sua proposta foi recusada. Procurou

ajuda numa indústria local de cutelaria, R.F. Mosley & Co, onde um amigo, E. Stuart,

renomeou seu “aço sem ferrugem” em “aço inoxidável”. Brearley desencadeou a

produção comercial do aço resistente à corrosão, porém teve que deixar o Laboratório

Brown Firth, após muitas reinvindicações da patente. A Primeira Guerra Mundial

interrompeu as pesquisas sobre o aço inoxidável, porém foi retomada pelo sucessor de

Brearley no Laboratório Brown Firth, Dr W.H. Hatfield, que desenvolveu posteriormente

o aço inoxidável austenítico, conhecido como “18/8”, o qual possuía em sua composição,

além do cromo, o níquel (18%p Cr e 8%p Ni) (CAPUS, 2013).

Os aços inoxidáveis (AI) são ligas de ferro-cromo (Fe-Cr), podendo conter adições

de níquel (Ni), molibdênio (Mo) e outros elementos. O teor de cromo deve ser acima de

12% em peso, para que haja um aumento na resistência à corrosão, a qual é devida ao

fenômeno da passivação, que consiste na formação de uma camada bem fina, densa e

aderente de óxidos mistos (CALLISTER E RETHWISCH, 2015; OUTOKUMPU, 2013;

SILVA E MEI, 2010).

37

2.1.1 COMPOSIÇÃO QUÍMICA

Influência dos principais elementos químicos na composição dos aços inoxidáveis é

sumarizada na TAB. 2.1(OUTOKUMPU, 2013).

TAB. 2.1 Influência dos principais elementos químicos na composição dos aços

inoxidáveis (OUTOKUMPU, 2013).

ELEMENTO CARACTERÍSTICA

Cromo

(Cr)

Principal responsável por conferir resistência à corrosão;

Estabilizador da ferrita.

Níquel

(Ni)

Sua principal função é estabilizar a austenita;

Contribui para a melhora da: resistência à corrosão,

resistência mecânica a quente, ductilidade (estampagem),

tenacidade e soldabilidade.

Molibdênio

(Mo)

Aumenta significativamente a resistência à corrosão (por via

úmida, uniforme e localizada);

Melhora um pouco a resistência mecânica;

Ajuda a estabilizar a ferrita.

Manganês

(Mn)

Melhora a ductilidade a quente;

Melhora a solubilidade do nitrogênio (utilizado nos AI

austeníticos e duplex);

Em alta temperatura, estabiliza a ferrita;

Em baixa temperatura, estabiliza a austenita (podendo

substituir em parte o Ni).

Silício

(Si)

Melhora a resistência à oxidação em altas temperaturas e em

soluções extremamente oxidantes a baixas temperaturas;

Estabiliza a ferrita;

Aumenta a resistência mecânica.

Carbono

(C)

Grande responsável pela formação da austenita;

Aumenta significativamente a resistência mecânica;

Reduz a resistência à corrosão intergranular (formação de

carbetos);

Nitrogênio

(N)

Grande influenciador na formação da austenita;

Aumenta significativamente a resistência mecânica;

Melhora a resistência à corrosão localizada, principalmente

quando acompanhado do molibdênio.

Nióbio

(Nb)

Forte formador de ferrita e carbonetos;

Em AIA: melhora a resistência à corrosão intergranular e

propriedades em altas temperaturas.

38

2.1.2 TIPOS DE AÇO INOXIDÁVEIS

Os aços inoxidáveis são, normalmente, classificados em função de sua microestrutura

a temperatura ambiente (SILVA E MEI, 2010; CHIAVERINI, 1988). Na TAB. 2.2 é

mostrada a composição dos principais elementos de cada tipo.

TAB. 2.2 Composição química dos principais elementos (SILVA E MEI, 2010).

*1 – série 300; e *2 – Típica composição da série 200 (OUTOKUMPU, 2013).

Aços inoxidáveis martensíticos, devido à composição de níquel, interceptam o campo

austenítico no diagrama de fases, sendo, portanto, endurecíveis por tratamento térmico de

têmpera. A têmpera, por reduzir a possibilidade de precipitação de carbonetos, contribui

para o aumento da resistência à corrosão. São exemplos dos aços inoxidáveis austeníticos

(AISI - American Iron and Steel Institute): 403, 410, 414, 416, 420, 431, 440 (A, B ou C)

e 501. Possuem as seguintes características (SILVA E MEI, 2010; CHIAVERINI, 1988):

são ferro-magnéticos;

boa trabalhabilidade a quente ou a frio, principalmente, quando o teor de carbono

for mais baixo;

elevada resistência ao amolecimento no revenimento;

soldabilidade limitada devido à elevada temperabilidade.

Aços inoxidáveis ferríticos possuem estrutura ferrítica praticamente em todas as

temperaturas. Devido ao alto teor de cromo, esses aços não atingem o campo austenítico

no diagrama de fases, não sendo, portanto, endurecíveis por tratamento de têmpera. São

39

exemplos de aços inoxidáveis ferríticos (AISI): 405, 430, 430F, 446 e 502. Possuem como

características (SILVA E MEI, 2010; CHIAVERINI, 1988):

boa resistência, em especial, a trincas de corrosão sob tensão;

quando isentos de níquel, boa resistência à corrosão em ambientes com enxofre

e altas temperaturas;

baixa resistência ao impacto;

dificuldades com soldabilidade.

Aços inoxidáveis endurecidos por precipitação (PH, do inglês, Precipitation

Hardening) foram desenvolvidos a partir dos aços austeníticos clássicos 18:8, com a

redução do teor de níquel e a adição de outros elementos (alumínio, cobre, titânio e/ou

nióbio), possibilitando o endurecimento da martensita de baixo carbono pela precipitação

de compostos intermetálicos. São exemplos desses aços inoxidáveis (ASTM): 1.4540

(XM 12), 1.4542 (630) e 1.4534 (XM 13). Possuem como características (SILVA E MEI,

2010; CHIAVERINI, 1988):

resistência à corrosão equivalente à de aços austeníticos clássicos;

propriedades mecânicas elevadas, comparáveis com as dos aços inoxidáveis

martensíticos;

boa trabalhabilidade. Na condição solubilizada são de fácil usinagem. Após o

envelhecimento, verifica-se pouca variação dimensional e problemas de

distorção, trincas e descarbonetação são praticamente nulos.

Como os AI duplex e austenítico fazem parte do estudo, eles são melhor explorados

ao longo desta revisão da literatura.

2.1.3 AÇO INOXIDÁVEL DUPLEX

Os aços inoxidáveis duplex (AID) também são conhecidos como ferríticos-

austeníticos (SILVA E MEI, 2010), por possuírem sua microestrutura composta por uma

proporção igualmente balanceada entre as fases ferríticas e austeníticas em sua matriz

(ELSAADY et al., 2016). Em comparação com os aços carbonos e os aços inoxidáveis

austeníticos, eles possuem maiores resistências mecânica e à corrosão (ELSAADY et al.,

2016 e GRAZIANO et al., 2015). Por isso, são utilizados em tanques químicos, plantas

40

de dessalinização, processos químicos e petroquímicos, tubulações e separadores de óleo

e gás (ELSAADY et al., 2016). São exemplos desses aços: AISI 329, UNS S32304 e

S31803. Uma nova geração tem sido apresentada como “superduplex”, como por

exemplo: UNS S32760. Possuem como características (SILVA E MEI, 2010):

elevada resistência mecânica;

boa tenacidade;

boa resistência à corrosão em vários meios;

excelente resistência à corrosão sob tensão;

excelente resistência mecânica à fadiga.

A microestrutura típica de um aço inoxidável duplex apresenta ilhas mais claras de

austenita encapsuladas em uma matriz mais escurecida de ferrita delta, conforme ilustrado

na FIG. 2.1, através de diferentes técnicas experimentais: (a) e (b) microscopia óptica, (c)

microscopia eletrônica de varredura e detalhe em (d) microscopia eletrônica de

transmissão (JEBARAJ e AJAYKUMAR, 2013; e VERMA e TAIWADE, 2017).

FIG. 2.1 - Micrografia de um aço inoxidável dúplex obtida por diferentes técnicas

experimentais (a) MO (JEBARAJ e AJAYKUMAR, 2013), (b) MO, (c) MEV e

(d) MET (modificado, VERMA e TAIWADE, 2017).

41

2.1.4 AÇOS INOXIDÁVEIS AUSTENÍTICOS

Aços inoxidáveis austeníticos (AIA): formam o maior grupo dos AI e possuem

estrutura essencialmente austenítica após o tratamento térmico comercial. Podem ser

divididos em dois grupos: Fe-Cr-Ni e Fe-Cr-Mn-Ni. A maior parte dos AIA pertencem

ao primeiro grupo. O alto teor de níquel melhora consideravelmente a resistência à

corrosão e oxidação em altas temperaturas, pelo fato do níquel ser mais nobre que o ferro,

formando uma película protetora espontaneamente e, quando danificado, sua taxa de

recuperação é mais rápida que num sistema Fe-Cr. São exemplos desses aços inoxidáveis

(AISI): 301, 302, 304, 304L, 308, 310, 316, 316L, 317, 321 e 347. O segundo grupo

surgiu durante a Segunda Guerra Mundial devido ao menor custo do manganês frente ao

custo e disponibilidade do níquel. Cerca de 4% de Ni é substituído por elementos de

tendência austenizante como o manganês (teor em torno de 7%) ou nitrogênio (com teor

máximo de 0,25%). São exemplos desses aços inoxidáveis (AISI): 201, 202 e 204. De

forma geral, os aços inoxidáveis austeníticos possuem as seguintes características

(SILVA E MEI, 2010; CHIAVERINI, 1988):

não são ferro-magnéticos;

não são endurecíveis por tratamento térmico, somente por trabalho mecânico a

frio;

alta resistência à corrosão;

elevada tenacidade;

boa soldabilidade;

aplicabilidade em temperaturas criogênicas;

aplicabilidade em temperaturas elevadas;

encruamento acima do normal.

Os AIA apresentam diversas características interessantes para diversos tipos de

aplicações. Essas características estão diretamente relacionadas à microestrutura, que

pode ser alterada por:

composição química;

deformação à frio;

tratamentos térmicos.

42

Para melhor compreensão da metalurgia dos AIA, pode-se analisar o sistema Fe-Cr-

Ni através de uma seção do diagrama de equilíbrio de fases desses elementos para um

teor de cromo constante de 18%, conforme FIG. 2.2 (SILVA E MEI, 2010).

FIG. 2.2 - Diagrama de equilíbrio de fases do Fe-Cr-Ni para um teor de cromo

constante de 18% (SILVA E MEI, 2010).

Há duas informações importantes que podem ser extraídas do diagrama da FIG. 2.1

(SILVA E MEI, 2010):

a adição do elemento níquel estabiliza a fase austenítica e;

a fase de equilíbrio sigma (σ) ocorre em temperaturas inferiores a 700oC para teor

de Ni superior a 8%, quando se tem 18%Cr.

O níquel estabilizar a fase austenítica significa que o AIA em questão terá estrutura

cristalina CFC (Cúbica de Face Centrada) estável até mesmo abaixo da temperatura

ambiente, o que confere excelentes valores de resistência ao impacto e que não haverá

transição frágil-dúctil, ou seja, garante tenacidade em qualquer situação, viabilizando

aplicações em temperaturas criogênicas (SILVA E MEI, 2010).

A fase σ é um composto intermetálico não desejável por causar fragilização no

material, mas pode ser evitada. Sua cinética de precipitação é bem lenta nos AIA

43

clássicos, não sendo assim um problema durante os tratamentos térmicos, desde que o

resfriamento seja relativamente rápido (SILVA E MEI, 2010).

Os AIA são um dos melhores aços para se trabalhar em temperaturas elevadas.

Porém, duas características devem ser consideradas:

o coeficiente de expansão térmica dos AIA é, aproximadamente, 60% maior que

dos aços ferríticos usuais e;

a condutividade térmica dos AIA é, aproximadamente, 30% menor que dos aços

ferríticos usuais.

Os AIA não endurecem por tratamento de têmpera, ou seja, não geram estruturas

martensíticas através de tratamento térmico, pois não possuem temperaturas de transição

típicas A1 e A3 e a temperatura de início da transformação martensítica induzida

termicamente, a partir da austenita, se colocam em temperaturas muito baixas a nível de

criogenia (CHIAVERINI, 1988). Porém, esses materiais podem ser submetidos a

tratamentos térmicos como: solubilização, alívio de tensões e estabilização.

A solubilização: tem por objetivo manter a estrutura austenítica em temperatura

ambiente isenta de segunda fase indesejável, a citar o exemplo da fase . Consiste em

aquecer o aço a uma temperatura suficientemente elevada, a fim de promover a dissolução

completa de todas as modificações estruturais provenientes do processo de fabricação e

todos os carbonetos, principalmente os de cromo. Em seguida, refria-se rapidamente o

material para evitar a precipitação da fase sigma e de carbonetos, que geralmente ocorre

entre as temperaturas de 450 a 850oC (CHIAVERINI, 1988).

A precipitação do carboneto de cromo quando ocorre nos contornos de grão gera um

fenômeno conhecido como sensibilização (ou sensitização). Um aço inoxidável

sensibilizado (ou sensitizado) está suscetível a sofrer corrosão intergranular,

principalmente, os que possuem maior teor de carbono (por formar carbonetos). Há duas

estratégias para evitar essa precipitação: reduzir o teor de carbono através de processos

de descarbonetação sob vácuo e através da “estabilização”, que consiste na adição de

elementos com maior afinidade com o carbono do que o cromo, como o nióbio e o titânio.

Os aços que sofrem essas adições são chamados de “estabilizados”. O fenômeno de

corrosão intergranular deve ser controlado principalmente em estruturas soldadas devido

ao aquecimento entre 450 e 800ºC, em aços não estabilizados, e 1250 e 1300ºC, para aços

estabilizados (SILVA E MEI, 2010; CHIAVERINI, 1988).

O alívio de tensões: tem como objetivo eliminar, total ou parcialmente, as tensões

residuais geradas durante o processo de fabricação, consequentemente, melhorar as

44

propriedades elásticas do material que foi fortemente encruado. A temperatura a ser

utilizada deve ser inferior à temperatura de precipitação do carboneto de cromo, a fim de

evitar o processo de sensibilização do aço (CHIAVERINI, 1988).

A estabilização: tem por objetivo garantir a máxima resistência à corrosão do

material. Consiste no aquecimento do aço sensibilizado por um determinado tempo

(CHIAVERINI, 1988).

Os AIA apresentam alta plasticidade e capacidade de encruamento. A alta

plasticidade permite execução de peças que precisam ser conformadas (como cubas, pias

e tanques) e reprodução de detalhes na conformação (como em baixelas e talheres), sendo

aços com estrutura austenítica (CFC) inigualáveis nessas aplicações (SILVA E MEI,

2010).

Quando encruados, os aços apresentam um aumento de dureza bem superior ao que

se encontraria, sob mesmas condições de deformação, possibilitando que sejam

trabalhados a frio até serem obtidos valores excepcionais de limite de escoamento e

ruptura. Esse aumento de dureza pode ser atribuído à instabilidade da austenita, que se

transforma parcialmente em martensita, contribuindo para o alto endurecimento do

material. Também observa-se que, à medida que aumenta a concentração de níquel,

devido a sua ação estabilizadora da austenita, o nível de encruamento é menos

pronunciado (SILVA E MEI, 2010; CHIAVERINI, 1988).

Esse efeito de encruamento é tão importante que existem duas classificações

consequentes ao fenômeno. A primeira em relação ao grau de encruamento: (¼, ½, ¾,

totalmente) duro e encruado. A segunda está relacionada com à estrutura após a

deformação a frio, sendo classificados em estáveis, caso mantenham a estrutura

austenítica, ou metaestáveis, quando há transformação para estrutura martensítica. Esse

fenômeno de transformação de fase da austenita para martensita é conhecido efeito TRIP.

2.1.5 TRANSFORMAÇÃO MARTENSÍTICA

Segundo CALLISTER E RETHWISCH (2015), martensita é uma “fase metaestável

de ferro supersaturado em carbono, que é produto de uma transformação adifusional

(atérmica) da austenita”. O ponto-chave para entender suas características é a velocidade

45

com que ocorre a transformação, da ordem da velocidade do som na matriz austenítica.

Por ser muito rápida (CALLISTER E RETHWISCH, 2015):

é considerada, em termos práticos, independente do tempo;

metaestável, ou seja, não está presente no diagrama de equilíbrio de fases;

adifusional, pois não ocorre a difusão dos átomos de carbono, ficando assim

retidos na nova estrutura pelo movimento coordenado de um bloco de átomos

assistido por cisalhamento.

Como efeitos tem-se (BHADESHIA E HONEYCOMBE, 2006):

uma relação íntima entre as estruturas de austenita e martensita. Na interface

dessas duas estruturas, há um alto nível de continuidade, podendo ser classificado

em coerente ou semicoerente. Na interface semi-coerente, existe, no mínimo,

uma direção que se mantém totalmente coerente, que é chamada de linha

invariante, desde que não esteja rotacionada ou distorcida. O plano da interface é

chamado de plano de hábito.

uma grande mudança de forma na região transformada, consistindo em grande

cisalhamento e expansão volumétrica. Se durante a expansão, não houver

restrições, o plano de hábito tem características planas. Caso contrário, se houver

restrições, a fim de minimizar as deformações introduz-se uma curvatura no

plano de hábito. As transformações estão ilustradas na FIG. 2.3

FIG. 2.3 - Representação geométrica do plano de hábito entre a austenita () e a

martensita (α´) (adaptado de BHADESHIA E HONEYCOMBE, 2006).

46

Para que uma transformação de fase ocorra é necessário que ela seja energeticamente

favorável A força motriz fundamental para que a transformação de fase ocorra

corresponde, respectivamente, a um máximo de variação da energia interfacial entre as

fases austenita deformada e ao aumento da energia de deformação interna associada à

variação volumétrica (γ→α’) (FIG 2.1). Esta máxima diferença entre as energias das fases

oferece a mínima diferença de energia crítica para que a transformação se inicie na

temperatura Mi (OLSON e COHEN, 1972; SHIN, et al., 2001).

No gráfico da FIG. 2.4 são ilustradas as energias livres químicas (ΔGq) em função da

temperatura para as fases mãe (austenita não-deformada e deformada) e produto

(martensita). Com relação às temperaturas tem-se (SHIN et al., 2001):

Mi – temperatura de início de transformação martensítica;

Md – temperatura limítrofe para ocorrência da transformação martensítica

induzida por deformação plástica;

T0 – temperatura de equilíbrio termodinâmico entre a austenita não-deformada e

a martensita, pois o ΔGq das fases são iguais.

Devido a essas temperaturas é possível definir os intervalos:

T < Mi - intervalo de formação de martensita, devido a inexistência de barreiras

de energias químicas, como energias interfacial e elástica;

Mi < T < Md – intervalo de temperatura onde a transformação martensítica pode

ser desencadeada se uma energia adicional for fornecida ao sistema na forma de

energia de deformação durante a deformação inelástica;

T > T0 – intervalo de temperatura onde a austenita não-deformada é a fase estável,

pois seu ΔGq é inferior ao da martensita.

A energia livre química é a força motriz para a transformação de fases. Pode-se dizer

que:

ΔGch – diferença das energias livres químicas da austenita não-deformada e da

martensita;

ΔGcrit – é a força motriz crítica, ou seja, é a mínima energia para que ocorra a

transformação martensítica. É o ΔGch na temperatura Mi, onde não há energias

livres adicionais.

A energia interna de deformação, é definida por SHIN et al. (2001) como força

motriz adicional para a transformação martensítica, desenvolvida como consequência do

47

acúmulo de discordâncias em barreiras, como contornos de grão, durante a deformação

inelástica:

uI = ΔGcrit - ΔGch. Energia interna requerida para a transformação martensítica.

uIc – máxima energia interna que pode ser acumulada. Ocorre em Md. Acima

desta temperatura nenhuma energia interna acumulada é suficiente para induzir a

transformação martensítica.

FIG. 2.4 – Diagrama esquemático da energia livre da transformação martensítica

induzida por deformação (SHIN et al, 2001).

2.1.6 EFEITO TRIP

Os aços inoxidáveis austeníticos podem ter sua resistência mecânica elevada através

da precipitação ou encruamento por trabalho a frio. Porém, se esses aços forem

metaestáveis, há o aumento simultâneo da resistência mecânica e da ductilidade, através

da transformação de martensita induzida por deformação (DIMT, do inglês, Deformation

Induced Martensitic Transformation), fenômeno associado ao efeito TRIP (do inglês,

Transformation-Induced Plasticity) (SHIN et al, 2001). Por tais motivos, têm sido

propostos como materiais promissores na indústria automobilística (LO et al, 2009). Na

FIG. 2.5 é apresentado o gráfico Tensão versus Temperatura que retrata as regiões de

ocorrência do efeito TRIP, onde:

48

Mi – é a temperatura de início da transformação da martensítica induzida

termicamente;

Miσ – temperatura na qual a tensão requerida para nucleação martensítica atinge

a resistência para escoamento plástico da fase austenítica. Ou seja, abaixo desta

a nucleação da martensita é assistida por tensão elástica e acima desta a nucleação

é assistida por deformação plástica;

Md – temperatura máxima na qual se forma martensita induzida por deformação.

FIG. 2.5 - Gráfico tensão versus temperatura relacionado no efeito TRIP

(adaptado de OLSON E COHEN, 1972).

O efeito TRIP ocorre entre as temperaturas Mi e Md, se para dada temperatura neste

intervalo, a tensão for igual ou superior à tensão das curvas “nucleação assistida por

tensão” ou “nucleação assistida por deformação”. No primeiro caso, entre Mi e Miσ, a

nucleação martensítica ocorre abaixo do limite de escoamento da fase mãe austenita, logo

no regime elástico; enquanto no segundo caso, entre Miσ e Md, a transformação

martensítica ocorre no regime plástico.

A diferença entre as curvas “nucleação assistida por deformação” e “σy” representa

a pré-deformação necessária para induzir a transformação martensítica, com o aumento

da temperatura há necessidade de deformações cada vez maiores não sendo mais possível

nuclear em Md. Esta temperatura, na prática, é muito difícil de ser determinada. Como

49

alternativa define-se Md30 ou Md30/50, temperatura na qual 50% da martensita é produzida

após 30% de deformação verdadeira. Cabe ressaltar que antes da curva “nucleação

assistida por tensão” a nucleação da martensita é espontânea (OLSON E COHEN, 1982;

ANTUNES el al., 2011; ZINBI E BOUCHOU,2010).

As propriedades mecânicas dos aços inoxidáveis dependem fortemente da

estabilidade da matriz (NAVA e CASTILLO, 2017). A estabilidade da austenita retida é

função de vários parâmetros como composição química, tamanho de grão, temperatura e

taxa de deformação (SHIN et al., 2001). Caso haja mudança na fase, diferentes tipos de

transformações podem ocorrer, como 𝛾 → 휀, 휀 → 𝛼´,𝛾 → 𝛼´ ou 𝛾 → 휀 → 𝛼´ (NAGY et

al., 2003).

O efeito TRIP está intimamente relacionado ao efeito TWIP (do inglês, Twinning-

Induced Plasticity), o qual utiliza mecanismos de maclagem para acomodar a deformação

adicional. Ambos mecanismos dependem da energia de falha de empilhamento (γSFE), da

microestrutura inicial e das condições de deformação. Tipicamente, as transformações

martensíticas dos tipos 𝛾 → 휀 ou 𝛾 → 𝛼´ ocorrem em torno de 20 mJ.m-2 de energia de

falha de empilhamento. Enquanto que a maclagem mecânica ocorre no intervalo de 15 a

30 mJ.m-2. Podendo ambos fenômenos ocorrerem simultaneamente num internalo de 15

a 20 mJ.m-2, como já relatado (NAVA e CASTILLO, 2017).

A formação de martensita induzida por deformação (α´) em aços inoxidáveis

austeníticos ou duplex está diretamente relacionada com bandas de deslizamento, as quais

são defeitos planares associados à sobreposição de falhas de empilhamento dos planos

{111}γ. Dependendo da natureza da sobreposição, podem-se formar maclas, martensita-

ε ou bandas de falha de empilhamento (LO et al., 2009).

Se a sobreposição for regular (sobreposição de três falhas de empilhamento em

sucessivos planos), formam-se as maclas. Caso sejam alternadas (arranjo das falhas de

empilhamento sempre no segundo plano {111}), formam-se as martensitas-ε com

estrutura hexagonal compacta (HC). Se forem irregulares (tipicamente formadas pela

dissociação das discordâncias ½ <110>{111} em parciais de Shockley 1/6 <112>{111}),

formam-se as bandas de falha de empilhamento (LO et al., 2009; e NAVA e CASTILLO,

2017).

A martensita-α´forma e cresce na interseção de bandas deformadas (martensita- ε ou

maclas). Há também grande influência da energia de falha de empilhamento em sua

formação, (NAVA e CASTILLO, 2017).

50

NAVA e CASTILLO (2017) realizaram um estudo cujo objetivo foi unificar a

descrição dos processos de formação das maclas e martensitas ε e α´, em aços

austeníticos. Dentre o material de pesquisa, destaca-se o uso dos aços inoxidáveis 301 e

304. A base do mecanismo de formação dos embriões de ε e das bandas de maclas

consiste numa sequência hierárquica de tamanho nano desses elementos. A energia livre

para sua formação é função do tamanho do embrião, da energia de falha de empilhamento

e da tensão aplicada, sendo a única diferença da energia entre um tipo e outro o número

de falhas de empilhamento necessário para sua nucleação.

É assumido que ε seja o precursor para a transformação 𝛾 → 𝛼´ sob um carregamento

uniaxial. Experimentos têm mostrado que ε e α´ possuem a mesma dependência da

energia de falha de empilhamento, mesmo tamanho de embriões e a taxa de nucleação de

α´ é proporcional à taxa de nucleação de ε, conforme o modelo de Olson e Cohen (NAVA

e CASTILLO, 2017).

No aço inoxidável austenítico 304, submetido ao ensaio de tração ou trefilação, o tipo

de transformação 𝛾 → 𝛼´ dependerá do valor da energia de falha de empilhamento (EFE)

empregada no sistema. Se essa energia for inferior a 18 mJ.m-2, a transformação

martensítica será assistida por tensão (𝛾 → ε → 𝛼´). Caso contrário, a transformação será

induzida por deformação (𝛾 → maclagem → 𝛼´). Os mecanismos de transformação de

fase encontram-se ilustrados na FIG. 2.6 (SHEN et al., 2012).

FIG. 2.6 – Esquema do processo de deformação de um aço TRIP (SHEN et al.,

2012).

51

AHMADI et al. (2017) desenvolveram uma pesquisa a fim de compreender a

correlação entre textura, evolução microestrutural e o fenômeno de efeito mola (do inglês

spring-foward phenomenon), incluindo a quantificação da transformação martensítica

tensão/deformação num ensaio de dobramento em V em um aço 304L anisotrópico e

suspectível ao efeito TRIP. Na FIG. 2.7 é mostrado um desenho esquemático das amostras

que sofreram dobramento com 1,5 mm de espessura, sendo os pontos 1 a 5 os locais

analisados, onde submeteu distintos corpos de prova a diferentes níveis de dobramento:

30º, 45º, 60º e 90º.

FIG. 2.7 – Esquema da seção transversal da amostra de flexão (AHMADI et al.,

2017).

Com o objetivo de analisar a influência do dobramento em V na textura

cristalográfica e na evolução microestrutural, utilizaram amostras com 1,5 mm de

espessuras e 45º de dobramento (denominadas de 1.5RD45). Estas amostras foram

analisadas no MEV com auxílio do detector de EBSD (voltagem de aceleração de 20 kV,

working distance de 10 mm e step size de 0,2 µm). Na FIG. 2.8 é mostrada a região trativa,

entre os pontos 1 e 2, onde a fração de transformação em martensita 𝛼´ foi de 0,277. Já

na FIG. 2.9 é mostrada a região compressiva, entre os pontos 4 e 5, onde a fração de

transformação em martensita 𝛼´ foi de 0,217.

De acordo com Gay et al. a taxa de transformação martensítica em AIA depende da

orientação e do tamanho dos grãos de austenita de partida. As distribuições do tamanho

de grão da austenita das zonas tracionada e comprimida são apresentadas nas FIG. 2.10 e

FIG. 2.11, respectivamente.

52

FIG. 2.8 – Mapas de EBSD da zona de tração da amostra de flexão 1.5RD45

(AHMADI et al., 2017).

FIG. 2.9 – Mapas de EBSD da zona compressiva da amostra de flexão 1.5RD45

(AHMADI et al., 2017).

53

FIG. 2.10 – Variação do grão de austenita correspondente à zona de tração da

amostra 1.5RD45 (AHMADI et al., 2017).

FIG. 2.11 - Variação do grão de austenita correspondente à zona de compressão da

amostra 1.5RD45 (AHMADI et al., 2017).

Na TAB. 2.3, é apresentado um resumo das características dos grãos em função da

análise estar na zona trativa ou na zona compressiva, segundo a referência dos autores

especificados na tabela. Verifica-se que a fração volumétrica de martensita é maior na

zona trativa do que na zona compressiva. Foi observado que na zona trativa os grãos

apresentam formato equiaxial, com tamanho de grão entre 0,5 a 30 μm e costumam

apresentar contornos de baixo de ângulo (entre 1º e 15º). Na zona compressiva, os grãos

apresentam formato alongado, com tamanhos entre 0,5 a 100 μm e contornos de grão de

alto ângulo (maior que 15º). A quantidade de planos de hábito é maior na zona trativa do

54

que na zona compressiva. Por fim, a orientação dos grãos, tende a ser aleatória na zona

trativa, enquanto que, na zona compressiva, são orientados segundo a direção normal do

corpo de prova de flexão.

TAB. 2.3 - Resumo das características dos grãos em função das zonas trativa e

compressiva (Ahmadi et al., 2017).

CARACTERÍSTICA ZONA

TRATIVA

ZONA

COMPRESSIVA AUTORES

Fração volumétrica de

transf. martensítica

(𝛾 → 𝛼´) Maior Menor

AHMADI et al.

(2017), LEBEDEV e

KOSARCHUK

(2000)

Formato do grão Equiaxial Alongado AHMADI et al.

(2017)

Tamanho do grão Menor

(0,5 a 30) µm

Maior

(0,5 a 100) µm

AHMADI et al.

(2017)

Contornos de grão Baixo ângulo

(entre 1º e 15º)

Alto ângulo

(maior que 15º)

AHMADI et al.

(2017)

Quantidade de planos

de hábito Maior Menor

AHMADI et al.

(2017), KUNDU E

BADESHIA (2006),

GEY et al. (2005),

LEE e LEE (2005)

Orientação dos grãos Aleatoriamente

Orientados

(direção normal

ao CP de flexão)

AHMADI et al.

(2017), DAS et al.

(2016), TIAMIYU et

al (2016)

De modo complementar sua pesquisa, AHMADI et al. (2017) utilizaram a

microscopia óptica (MO) para avaliar a fração volumétrica de martensita transformada

nas zonas trativa e compressiva. Na FIG. 2.12 são apresentadas as micrografias ópticas

da amostra 1.5RD30 (espessura de 1,5 mm e curvatura de 30º). A fase martensita ’

corresponde às regiões escuras e as regiões mais claras são referentes à austenita.

55

(a)

(b)

DN = direção normal e DL = direção de laminação

FIG. 2.12 – Micrografia óptica da amostra 1.5RD30, em (a) zona de tração e em (b)

zona de compressão (AHMADI et al., 2017).

Segundo AHMADI et al.(2017), a nucleação de martensita 𝛼´ possuindo estrutura

CCC normalmente ocorre nas bandas de deslizamento durante a deformação plástica. Na

FIG. 2.12 (a) é mostrado que a fase martensita 𝛼´ está mais ou menos orientada ao longo

do comprimento da amostra na zona trativa. Enquanto que na zona compressiva, FIG.

2.12(b), esta fase está alinhada com a direção normal (DN), assim como foi observado

nas análises de EBSD. Assim, pode-se dizer que a formação de bandas de deslizamento

e, consequentemente, a transformação martensítica é influenciada pela natureza da tensão

dentro do corpo de prova (AHMADI et al., 2017).

DL

DL

56

Para todos os corpos de prova (CPs) dobrados em V, movendo-se da zona

compressiva para a linha neutra, a quantidade de deformação diminui. Movendo-se da

linha neutra em direção à zona de tração, o montante de deformação cresce rapidamente

chegando no seu máximo na borda da região tracionada. Como os valores das

deformações são superiores na zona trativa do que na compressiva, o volume de

martensita maior é esperado na zona de tração, conforme pode ser visto na

TAB. 2.4. (AHMADI et al., 2017).

TAB. 2.4 - Volume de martensita α’ nas amostras 1.5RD (AHMADI et al., 2017).

AHMADI et al. (2017) também relataram que o valor da micro-dureza reduz se

movendo das superfícies da chapa em direção à linha neutra. Essa variação foi atribuída

à alta densidade de discordâncias associada à formação de martensita 𝛼´ nas regiões de

compressão perto das superfícies da chapa dos CPs.

Os valores de dureza podem aumentar mais devido à deformação plástica induzida

quando os ângulos de flexão são reduzidos ainda mais. Os resultados da dureza ainda

indicam que quanto maior a espessura do CP, maior a formação de martensita 𝛼´ e,

consequentemente, maiores os valores de dureza obtidos (AHMADI et al., 2017).

2.2 SOLDAGEM

2.2.1 ASPECTOS GERAIS

O processo de soldagem possui aplicação, desde estruturas muito pequenas, como na

indústria de microeletrônica, até estruturas de centenas ou milhares de toneladas, como

na indústria naval. Está presente em aplicações de estruturas simples, como na fabricação

de grades ou portões, até em componentes de elevado grau de responsabilidade, como na

57

indústria nuclear. Pode ainda estar presente nas artes, como em artesanatos, joias e outros

objetos (MARQUES, MODENESI e BRACARENSE, 2009).

A soldagem pode ser definida como um processo de união de materiais através de

um aquecimento, com ou sem utilização de pressão e/ou material de adição. Apesar de

ser considerada como um processo de união, sua aplicação também abrange a deposição

de um material sobre uma superfície com a finalidade de recuperação de peças ou

formação de um revestimento especial e, variando um pouco sua técnica, se assemelha

em muitos aspectos a operações de corte de peças metálicas (MARQUES, MODENESI

e BRACARENSE, 2009).

É importante que haja uma continuidade entre as propriedades físicas e químicas da

junta soldada com o metal base, ou seja, que não apresente uma variação brusca dessas

propriedades (MARQUES, MODENESI e BRACARENSE, 2009).

2.2.2 TERMINOLOGIA DA SOLDAGEM

A seguir, definem-se alguns elementos do processo de soldagem (MARQUES,

MODENESI e BRACARENSE, 2009):

Solda: resultado da operação de soldagem.

Metal base: material da peça que está sendo soldada.

Metal de adição: material adicionado, na soldagem por fusão para formação da

solda.

Poça de fusão: formada pelo metal de adição (se adicionado) e parte do metal

base, ambos fundidos pela fonte de calor durante o processo de soldagem.

Estas definições são ilustradas na FIG. 2.13.

58

FIG. 2.13 - Representação esquemática dos elementos durante o processo de

soldagem (MARQUES, MODENESI e BRACARENSE, 2009).

Tipos de solda - existem, basicamente, quatro tipos de solda:

Cordões de solda (do inglês, bead welds) – também chamada de soldas de

superfície, consistem em uma deposição de um passe de um metal de solda. São

utilizadas para fazer revestimentos de metais ou repôr material em superfícies

desgastadas (BOHNART, 2017). Ilustrada na FIG. 2.14 (a) e adotada no presente

estudo.

Soldas filete (do inglês, fillete welds) – consitem em uma ou mais deposições de

cordão de solda em um ângulo reto formado por duas chapas. São utilizadas em

juntas sobrepostas e de ângulo (T-joints) (BOHNART, 2017). Ilustrada na FIG.

2.14 (b).

Soldas em sulco (do inglês, groove welds) – consistem em um ou mais cordões

de solda depositados em um sulco ou aberturas. São utilizados em juntas de topo

(BOHNART, 2017). Ilustrada na FIG. 2.14 (c).

Soldas de tampão (do inglês, plug welds) – são utilizadas para preenchimentos de

ranhuras ou buracos circulares em juntas sobrepostas (BOHNART, 2017).

Ilustrada na FIG. 2.14 (d).

FIG. 2.14 - Tipos de solda: (a) cordão de solda, (b) solda filete, (c) solda em sulco e

(d) solda por fecho (BOHNART, 2017).

59

Cada tipo de solda possui um formato e características técnicas específicas. Na FIG.

2.15 são apresentadas algumas partes da solda de topo.

FIG. 2.15 - Dimensões e regiões características da solda de topo (MARQUES,

MODENESI e BRACARENSE, 2009).

As áreas influenciadas pelo processo de soldagem são definidas a seguir e ilustradas

na FIG. 2.16 (MARQUES, MODENESI e BRACARENSE, 2009).

Zona Fundida (ZF) – constituída da fusão do metal base com o metal de adição.

Zona Termicamente Afetada (ZTA) – região do metal base que tem sua estrutura

e/ou propriedades alteradas pelo calor do processo.

A mata-junta, também chamada de cobre-junta, tem por finalidade conter o material

fundido durante o processo de soldagem. Após a finalização, a mata-junta pode ser

retirada ou não.

FIG. 2.16 - Áreas influenciadas pelo calor de uma seção de solda de topo

(MARQUES, MODENESI e BRACARENSE, 2009).

60

2.2.3 SOLDAGEM A ARCO COM PROTEÇÃO GASOSA (GMAW) – MIG/MAG

O presente trabalho fez-se uso do processo de soldagem a arco com proteção gasosa

para depósito de um cordão de solda sobre a superfície da chapa do aço inoxidável em

estudo. Dessa forma, deste ponto em diante a revisão bibliográfica concentra-se neste

processo de soldagem.

A soldagem a arco com proteção gasosa, do inglês Gas Metal Arc Welding (GMAW),

pode ser definida segundo ASM Internacional (2008) como “processo de soldagem a arco

que une peças metálicas, aquecendo-as com um arco elétrico estabelecido entre um

eletrodo consumível (arame) e a peça de trabalho”. O arco e a região da solda são

protegidos contra a contaminação da atmosfera através da injeção de um gás ou uma

mistura de gases, que podem ser ativos ou inertes. Se for ativo, o processo é conhecido

como MAG (do inglês, Metal Active Gas), se for inerte é conhecido como MIG (do inglês,

Metal Inert Gas) (MARQUES, MODENESI e BRACARENSE, 2009). Este processo

pode ser operado tanto de forma semi-automática quanto automática (ASM Internacional,

2008). Esse tipo de soldagem é ilustrado na FIG. 2.17.

FIG. 2.17 - Processo de soldagem a arco com proteção gasosa (GMAW) (adaptado

de BOHNART, 2017).

61

Possui como vantagens (BOHNART, 2017; ASM Internacional, 2008 e MARQUES,

MODENESI e BRACARENSE, 2009):

alta taxa de deposição, devido à alta taxa de corrente;

aplicação em diversos materiais, entre eles: aço carbono, aço de baixa liga e alta

resistência, aço inoxidável, alumínio, cobre, ligas de níquel, dentre outros;

ampla faixa de espessura;

não há, praticamente, limitação com o comprimento do eletrodo, permitindo

longas soldas contínuas (sem interrupções);

não existe grandes fluxos de soldagem, com consequente ausência de operações

de remoção de escória e limpeza;

alta taxa de penetração da solda, permitindo o uso de eletrodos menores para

resistências equivalentes;

alta velocidade de execução de soldagem;

soldabilidade em qualquer posição;

alto fator de ocupação do soldador;

menor exigência da habilidade do soldador.

Possui como desvantagens (BOHNART, 2017; ASM Internacional, 2008 e

MARQUES, MODENESI e BRACARENSE, 2009):

maior sensibilidade à variação dos parâmetros elétricos de operação, os quais

necessitam de um ajuste rigoroso para estipular um conjunto de características

para o cordão da solda;

equipamento de maior complexidade, maior custo (inclusive com manutenção) e

com menor portabilidade;

menor flexibilidade de adaptação em lugares de difícil acesso devido o tamanho

da pistola de soldagem, adicionado ao fato que esta deve ser mantida próxima à

junta (cerca de 10 a 19 mm de distância) para garantir a proteção gasosa durante

o processo;

execução limitada em ambientes externos, pois correntes de ar podem dispersar

a proteção do arco; salvo que se garanta proteção ao redor das áreas de soldagem;

altos níveis de radiação térmica e intensidade do arco podendo dificultar a

operação do soldador.

No processo de GMAW, há dois consumíveis essenciais: o arame eletrodo e o gás de

proteção (ASM Internacional, 2008).

62

Os arames para soldagem são constituídos de metais ou ligas metálicas, cujas

características (composição química, dureza, condições superficiais e dimensões) devem

ser bem controladas (MARQUES, MODENESI e BRACARENSE, 2009). A composição

química dos arames também costuma apresentar desoxidantes e agentes de limpeza para

compensar as reações com a atmosfera e a base do metal. Os desoxidantes mais comuns

são o manganês e o silício. Este também melhora a fluidez do metal de solda ou quando

eletrodo de aço inoxidável da série 300 é utilizado (ASTM Internacional, 2008).

Na maioria dos processos de soldagem, a função principal do gás de proteção é

proteger o metal fundido da atmosfera ao redor. Na soldagem GMAW, além da proteção,

o gás influencia as características do arco, o modo de transferência do metal, a

profundidade de fusão, o perfil da deposição de solda, a velocidade de soldagem e possui

ação de limpeza (ASTM Internacional, 2008).

Os gases inertes puros costumam ser utilizados com metais não ferrosos,

particularmente os mais reativos, como o titânio, alumínio e o manganês. Com metais

ferrosos, adiciona-se pequenas quantidades de gases ativos, contendo oxigênio, pois a

presença de óxidos melhora facilita a emissão de elétrons e melhora sensivelmente a

estabilidade do arco.

As seções transversais típicas dos cordões de solda com diferentes gases ou misturas

são demonstradas na FIG. 2.18, ilustrando o resultado de solda mais rasa ou com maior

penetração associadas a maior taxa de deposição.

FIG. 2.18 - Seções transversais típicas segundo o tipo de gás ou mistura no

processo GMAW (MARQUES, MODENESI e BRACARENSE, 2009).

63

2.2.4 SOLDAGEM COM AÇO INOXIDÁVEL AUSTENÍTICO

UNNIKRISHNAN et al. (2014) estudaram o efeito do calor gerado pelo processo de

soldagem no aço inoxidável 304L. Para tal utilizaram corpos de prova retangulares (com

300 mm de comprimento, 50 mm de largura e 10 mm de espessura) com um cordão de

solda depositado em uma das superfícies (bead weld) gerado pelo processo SMAW,

soldagem a arco elétrico com eletrodo revestido (do inglês, Shield Metal Arc Welding).

Do material utilizado, ressalta-se a amostra 10HHI, que corresponde a alta entrada de

calor (HHI, do inglês, High Heat Input), cujos parâmetros são detalhados na TAB. 2.5 e

é mostrada na FIG. 2.19.

TAB. 2.5 - Parâmetros utilizados no processo de soldagem da amostra 10HHI

(adaptado de UNNIKRISHNAN et al., 2014).

FIG. 2.19 - Fotografia da amostra 10HHI após a soldagem (adaptado de

UNNIKRISHNAN et al., 2014).

Na FIG. 2.20 é mostrada a macroestrutura da amostra apresentada na FIG. 2.19.

FIG. 2.20 - Macrografia da amostra 10HHI (adaptado de UNNIKRISHNAN et al.,

2014).

64

Na FIG. 2.21 é mostrada a micrografia óptica realizada em torno da solda. Destacam-

se três regiões: a zona fundida (ZF) a zona fundida próxima à ZTA (ZF-ZTA) e zona

termicamente afetada com o metal base (ZTA+metal base).

na zona fundida próxima a ZTA, associada a diluição ocorrida na mistura do

metal de adição e metal base quando ainda líquidos, verifica-se a presença de

ferrita-δ poligonal e em forma de ripas (paralelas). Essa formação pode ser devido

ao crescimento epitaxial do grão, o qual se origina dos grãos do metal base e

cresce na direção de máximo fluxo de calor.

na zona fundida, associada a poça de fusão (ZF), formada pela deposição do metal

de adição, predomina a morfologia esquelética da ferrita, ou seja, a ferrita

encontra-se precipitada na região interdentrítica envolvendo as dendritas de

austenita, cuja quantidade aumenta com o aumento da entrada de calor.

FIG. 2.21 - Micrografia óptica da amostra 10HHI (adaptado, UNNIKRISHNAN et

al., 2014).

Os contornos de macla dos tipos Σ3 − 60𝑜 < 111 > e Σ9 − 39𝑜 < 110 > são

típicas do AIA 304L. Elas estão presentes devido a baixa energia de falha de

empilhamento (≈29 Jm-2), sendo formada Σ3 durante a primeira e Σ9 durante a segunda

recristalização da fronteira dupla. Após a solificação do processo de soldagem, verifica-

se menor frequência de Σ9 que de Σ3.

ZTA+metal base

ZF-ZTA ZF-ZTA

ZF

ZF ZF

65

Na microscopia óptica, devido a dissolução dos altos ângulos das fronteiras dos

grãos, verificou-se algumas dificuldades de análise nas imagens obtidas, dentre elas:

a visualização de diferentes orientações dos grãos ou fases da microestrutura e,

consequentemente, quantificação;

visualização do crescimento dos grãos próximos a zona fundida e, consequente,

identificação da ZTA;

a identificação dos contornos de macla dos tipos Σ3 e Σ9.

Com o objetivo de contornar essas dificuldades, utilizou-se a microscopia eletrônica

de varredura, através da análise de EBSD (Difração de Elétrons Retroespalhados, do

inglês Electron Backscatter Diffraction) para identificar e quantificar as microestruturas,

conforme resultados apresentados na FIG. 2.22. Através dos resultados de EBSD é

possível identificar grãos, limitados por uma fronteira contínua de alto ângulo (superior

a 15o) ou de baixo ângulo, e alguns tipos de contornos especiais. Através da Figura de

Pólo Inversa (IPF, do inglês Inverse Pole Figure) é possível identificar as orientações dos

grãos em relação a um cristal de referência, gerando assim os mapas de imagem de

orientação. Nos mapas de grão único, cada grão é colorido por uma cor delimitanto

regiões delimitadas por contornos de alto ângulo, exceto os de macla.

FIG. 2.22 - Amostra 10HHI (a) Mapa IQ (b) Mapa IPF e (c) Mapa de cor de grãos

únicos (UNNIKRISHNAN et al., 2014).

A cristalográfica textura e a fração volumétrica de ferrita-δ foram analisadas através

de um mapa FPI na zona fundida (área da solda), onde a fase austenítica é identificada na

ZTA+metal base

ZF

ZF-ZTA

66

cor vermelha e a fase da ferrita na cor verde no mapa de imagem de fase, conforme FIG.

2.23 (b). É possível ver na FIG. 2.23 (a) um crescimento direcional das dendritas com

forte orientação cristalográfica e na FIG. 2.23 (c) a ferrita fortemente orientada.

FIG. 2.23 - Região da solda da amostra 10HHI (a) Mapa FPI da austenita, (b)

Mapa de fase (vermelho=austenita e verde=ferrita) e (c) FPI da ferrita

(UNNIKRISHNAN et al., 2014).

2.2.5 SOLDAGEM COM AÇO INOXIDÁVEL DUPLEX

Os aços inoxidáveis duplex (AID) modernos podem ser soldados utilizando várias

técnicas, como: SMAW (do inglês, Shield Metal Arc Welding), GTAW (do inglês, Gas

Tungsten Arc Welding), PAW (do inglês, Plasma Arc Welding), FCAW (do inglês, Flux

Cored Arc Welding) e LBW (do inglês, Laser Beam Welding) (ELSAADY et al., 2016).

Frequentemente, a indústria de óleo, petroquímica, nuclear ou marinha utiliza o AID

como revestimento em aços de baixo carbono ou baixa liga. Entretanto, unir materiais

dissimilares é geralmente mais desafiador do que unir materiais similares devido às

diferenças nas propriedades físicas, químicas, mecânicas e metalúrgicas entre o arame e

o metal base (DI et al., 2016).

O processo de soldagem gera várias modificações no material devido as altas taxas

de resfriamento que resultam em tensão residual e mudanças microestruturais. Das

mudanças estruturais, uma das maiores preocupações é a estabilização insuficiente da

austenita e a formação de fases indesejáveis (fases secundárias e intermetálicas) devido

67

ao ciclo térmico, pois trazem prejuízo às propriedades mecânicas do material como

redução da ductilidade e tenacidade, principalmente em baixas temperaturas. Na TAB.

2.6 são mostradas as características dos processos de soldagem relacionados com a

quantidade de austenita produzida após a soldagem (ELSAAD et al., 2016; JEBARAJ e

JAYKUMAR, 2013).

TAB. 2.6 – Características dos processos de soldagem (JEBARAJ E JAYKUMAR,

2013).

PROCESSO DE

SOLDAGEM

ENERGIA DO

ARCO

TAXA DE

RESFRIAMENTO

QDADE DE

AUSTENITA

PRODUZIDA

PAW, LBW, EBW baixa rápida pequena

GTAW, GMAW,

SMAW, FCAW,

SAW

alta lenta grande

2.2.5.1 EVOLUÇÃO MICROESTRUTURAL APÓS A SOLDAGEM

Alterações nas características microestruturais afetam as propriedades e a resistência

à corrosão do material (VERMA e TAIWADE, 2017). No processo de soldagem, é de

grande importância o balanceamento de elementos de liga estabilizantes de ferrita e

austenita a fim de se obter o correto teor dessas fases. Em 1992, o Conselho de Pesquisa

em Soldagem (do inglês, Welding Research Council, WRC), publicou um diagrama que

permite definir o percentual dessas duas fases, após a soldagem, em função da

temperatura de aquecimento e da razão Creq/Nieq, para diferentes tipos de ligas de AIDs,

conforme FIG. 2.24 (GRAZIANO et al., 2015).

68

FIG. 2.24 – Diagrama pseudobinário de aços inoxidáveis com os modos de

solidificação (A, AF, FA e F) (DI et al., 2016).

O cromo equivalente (Creq) representa a influência do cromo e outros elementos na

produção de ferrita e o níquel equivalente (Nieq) representa a influência do níquel e outros

elementos na produção da austenita. Os seus valores, podem ser estimados segundo

fórmulas empíricas, conforme exemplificado pelas Equações (2.1) e (2.2) de KOTECKI

E SIEWERT (1992):

Nieq = (%Ni) + 35 × (%C) + 20 × (%N) + 0,25 × (%Cu) (2.1)

Creq = (%Cr) + (%Mo) + 0,7 × (%Nb) (2.2)

Ainda no diagrama da FIG. 2.24, pode-se observar linhas tracejadas separadas pelas

letras: A, AF, FA e F. Estas letras representam os quatro modos de solidificação, cuja

evolução microestrutural e as faixas de Creq/Nieq que ocorrem são descritas a seguir (DI

et al., 2016):

A: L → L + γ → γ Creq/Nieq < 1.25

AF: L → L + γ → L + δ + γ → δ + γ 1.25 < Creq/Nieq < 1.48

FA: L → L + δ → L + δ + γ → δ + γ 1.48 < Creq/Nieq < 1.95

F: L → L + δ → δ → δ + γ Creq/Nieq > 1.95

69

Basicamente, as soldas de AIDs solidificam no modo totalmente ferrítico (modo F).

A primeira fase a nuclear diretamente do líquido é a ferrita 𝛿 e a austenita nucleia abaixo

da temperatura solvus da ferrita.

A composição típica de um AID cai no campo da fase 𝛼 + 𝛾. Para a maioria das

composições de aços inoxidáveis, a fase 𝛾 é expandida de modo que a fase ferrítica é

separada na prática como ferrita 𝛿, em altas temperaturas e ferrita 𝛼, em baixas

temperaturas. É possível observar no diagrama pseudo-binário que a ferrita existe

continuamente desde a solidificação até a temperatura ambiente nos AIDs. Toda essa

ferrita é chamada de ferrita 𝛼 devido à transformação contínua com a mesma composição

química, tendo em mente que a fase formada irá se transformar em e que parte da fase

irá transformar-se em fase α até o completo resfriamento. No entanto se parte desta

ferrita não se transformar em fase durante o resfriamento a temperatura ambiente

poderá coexistir as fases e α em conjunto com alguma resultante da solidificação.

Na região da solda, durante a solidificação, é possível obter várias morfologias de

austenita, conforme FIG. 2.25 (VERMA e TAIWADE, 2017):

austenita de contorno de grão – também conhecida como alotriomorfos de

contorno de grão de grãos (do inglês, Grain Boundary Allotriomorphs, GBA) –

é a primeira fase que nucleia diretamente da matriz ferrítica (ferrita ). Este tipo

de austenita é relatada na faixa de temperatura entre 1350 a 800oC.

austenita de Widmanstätten (do inglês Widmanstätten Austenite, WA) – nucleia

a partir da fase GBA. Possui maior teor de Ni do que a matriz ferrítica (ferrita )

e menores teores de Cr, Mo e N do que a GBA.

austenita intragranular (do inglês, Intragranular Austenite, IGA) – formada como

resultado do efeito da taxa de resfriamento, a qual requer grande força motriz e

precipita depois em baixas temperaturas. É propensa a corrosão por pitting devido

à baixa presença de elementos de liga (Mo e Cr) em sua composição.

austenita secundária (𝛾2) – é formada no reaquecimento abaixo da temperatura 𝛿

solvus. Na FIG. 2.26 é mostrada a micrografia da austenita secundária e da região

de pit onde a austenita secundária está presente (VERMA e TAIWADE, 2017).

70

FIG. 2.25 – Micrografia óptica de uma região soldada (VERMA e TAIWADE,

2017).

FIG. 2.26 – Micrografia de austenita secundária e região de pit onde a austenita

secundária se fez presente (VERMA e TAIWADE, 2017).

2.2.5.2 FASES INDESEJÁVEIS

O processo de soldagem em um AID pode causar instabilidade de fase, precipitação

de fases indesejáveis ou atrasar a transformação de fase devido ao ciclo de calor da

soldagem (ELSAAD et al., 2016).

Ferrita

71

As fases indesejáveis são compostas pelas fases secundárias (como CrN, Cr2N, M7C3,

M23C6, onde M pode ser o Fe ou Cr) e pelas fases intermetálicas (como sigma (𝜎), chi

(𝜒), 𝜏, R e 𝜋). As fases são ilustradas na FIG. 2.27 e resumidas na TAB. 2.7. Sua

nucleação geralmente ocorre nas junções triplas ou nas fronteiras entre a austenita e a

ferrita e crescem nos contornos das maclas incoerentes e terminam intragranularmente. A

faixa de temperatura para precipitação ocorre entre 600 a 1000oC, sendo que a taxa de

precipitação é maior entre 850 a 900oC.

TAB. 2.7 – Formação de fases intermetálicas em aços inoxidáveis duplex (adaptado

VERMA e TAIWADE, 2017).

Fases do AID Fórmula química

aproximada

Faixa de

temperatura (ºC)

Parâmetros de

rede, nm (média)

Fase σ Fe-Cr-Mo 600-1000 a=b=0,88;

c=0,4540-0,4588

Nitreto de

cromo CrN 900-1000 a=0,413; c=0,447

Nitreto de

cromo Cr2N 700-900 a=0,480; c=0,447

Carbeto M7C3 950-1050 a=0,452; b=0,699,

c=1,211

Carbeto M23C6 600-950 a=1,060

Chi (χ) Fe36Cr12Mo10 700-900 a=0,890

Fase τ - 550-650 a=0,4044; b=0,484,

c=0,2867

Fase R Fe-Cr-Mo 550-650 a=1,09; c=1,93

Fase п Fe7Mo13N4 550-600 a=0,647

72

FIG. 2.27 – Micrografia de vários tipos de precipitados nos aços inoxidáveis duplex

(VERMA e TAIWADE, 2017).

2.2.5.3 ANÁLISES DE MORFOLOGIA E COMPOSIÇÃO QUÍMICA DAS FASES

ELSAAD et al. (2016) realizaram um estudo do efeito da alta temperatura de serviço

na resistência à corrosão por pitting no AID 2205, em função das temperaturas e de

tempos de envelhecimento e diferentes processos de soldagem (SMAW e GTAW). Das

imagens obtidas, destaca-se na FIG. 2.28 a raiz da solda feita através do processo SMAW,

na condição como-soldado. Nos pontos 1 e 2, foram realizados EDS para determinar a

composição química de cada fase. Os resultados obtidos estão na TAB. 2.8. Analisando

o conjunto, é possível dizer que o ponto 1 corresponde à composição química da ferrita

𝛿, rica em Cr, enquanto que o ponto 2 corresponde à composição química da fase austenita

(𝛾), a qual é rica em Ni.

Ainda na FIG. 2.28, foi possível supor que a solidificação da zona da solda começou

com a nucleação e crescimento de grãos de ferrita. Também foi observado que os grãos

de austenita começaram a nuclear e crescer nos contornos de grão da fase ferrítica. A

distribuição de Cr, Ni e Mo variam ao longo das fases ferrítica e austenítica, causando

diferentes níveis de super-saturação em diferentes temperaturas conduzindo à formação

de agulhas de austenita chamadas de austenita Widmanstatten. Esta austenita começa a

nuclear e crescer a partir da austenita existente atravessando a ferrita para aliviar a energia

73

de superfície. Finalmente, a austenita secundária formada por crescimento epitaxial

cresceu a partir da austenita existente atravessando a ferrita (ELSAAD et al., 2016).

FIG. 2.28 – Micrografia de MEV da raiz da solda feita por SMAW (ELSAAD et

al., 2016).

TAB. 2.8 – Análise de EDS para diferentes fases da FIG. 2.28 (ELSAAD et al.,

2016).

Ponto Fase Fe (%) Cr (%) Ni (%) Mo (%)

1 δ 65,00 23,00 3,50 3,50

2 γ 63,50 20,00 8,00 3,00

Também é interessante ressaltar os volumes em fração de ferrita que foram obtidos

através dos dois processos de soldagem, conforme ilustrado na FIG. 2.29. Verifica-se

maiores valores de ferrita nos corpos de prova soldados através do processo GTAW do

que no processo SMAW. Resultado que pode ser explicado pelo aporte térmico durante

o processo de soldagem e seu impacto na morfologia de solidificação do AID (ELSAAD

et al., 2016).

74

FIG. 2.29 – Medida de ferrita em diferentes processos de soldagem (ELSAAD et

al., 2016).

2.2.6 SOLDAGEM OU REVESTIMENTO DE LIGAS DISSIMILARES

A solda ou o revestimento obtido durante a soldagem por fusão de ligas dissimilares

terá em parte ou na totalidade composição química intermediária entre as duas ligas. A

microestrutura resultante é influenciada por dois principais fatores: composição química

e aporte térmico (DI et al., 2016).

Em soldas de metais dissimilares, existe uma zona de heterogênea chamada zona de

transição. Nessa região, pesquisas indicam que a composição química, microestruturas e

propriedades físicas e mecânicas mudam drasticamente. Por isso, o estudo da evolução

microestrutural dessa região é essencial para entendimento do desempenho em serviço

(DI et al., 2016).

Os efeitos da composição química são determinados pelo valor Creq/Nieq, o qual varia

segundo a taxa de diluição. A taxa de diluição é definida em função da mudança da

composição química do metal base com o metal de adição. Dentro da zona de transição,

a taxa de diluição pode ser determinada pela Equação (2.5) (DI et al., 2016):

𝐷 =𝐶𝑡𝑧−𝐶𝑓𝑚

𝐶𝑏𝑚−𝐶𝑓𝑚 (2.5)

75

Onde:

D – diluição;

Ctz – concentração de qualquer elemento dentro da zona de transição;

Cfm – concentração nominal de qualquer elemento do metal de adição;

Cbm – concentração nominal de qualquer elemento do metal base.

O Diagrama de Schaeffer foi desenvolvido para prever a microestrutura da zona

fundida de aços inoxidáveis, porém também ser utilizado para metais de solda

dissimilares com aços carbono e aços inoxidáveis. Além disso, uma linha que atravessa

diferentes campos de fases/composições pode ser usada para determinar o efeito da

diluição do metal de base e fornecer uma visão da microestrutura que se formará na zona

de transição (DI et al., 2016).

DI et al. (2016) realizaram um estudo para avaliar a evolução microestrutural da zona

de transição do aço de tubulação X70 revestido com aço inoxidável duplex 2209,

executado através do processo de soldagem TIG. Antes de observar a microestrutura com

auxílio de um microscópio, utilizaram o Diagrama de Schaeffer para estimar a

microestrutura resultante, conforme FIG. 2.30.

FIG. 2.30 – Diagrama de Schaeffler para prever a evolução microestrutural dentro

da zona de transição (DI et al., 2016).

76

De acordo com a FIG. 2.30, dependendo do teor de diluição, a composição química

da zona de transição atravessa os seguintes pontos:

Diluição > 97% - ferrita + martensita;

97% > Diluição > 59% - martensita;

59% > Diluição > 39% - ferrita + martensita;

39% > Diluição > 14% - austenita + martensita + ferrita

Essas previsões foram confirmadas pelas observações realizadas através de um

microscópio eletrônico de Transmissão (MET): Ferrita alfa (𝛼) + martensita (M), M, M

+ ferrita delta (𝛿) e M + austenita (𝛾) + 𝛿, conforme FIG. 2.31.

FIG. 2.31 – Micrografias de TEM de diferentes regiões da zona de transição (DI et

al., 2016).

Uma banda estreita de martensita que causa um endurecimento na região foi formada

na região foi formada na condição como-soldada dentro da zona de transição. Esse

endurecimento pode induzir uma fragilização por hidrogênio, sendo parcialmente

responsável pela falha prematura em soldas de metais dissimilares (DI et al., 2016).

Na FIG. 2.32 (a) é mostrada uma imagem feita por microscopia óptica (MO) da zona

de transição entre o metal base (X70) e a solda (AID 2209), a qual demonstra ser quase

plana. Já na FIG. 2.32 (b) é mostrada a micrografia dessa região feita por MEV, a qual

pode ser dividida em duas regiões “A” e “B” separadas pela linha de fusão. A linha 1

representa a taxa de diluição de 99%, a linha 2 é a linha de fusão, as linhas 3 e 4

77

representam fronteiras de diferentes crescimentos. A região A tem aproximadamente 5 a

7 µm de largura. A região B é composta por uma zona planar de aproximadamente 6 a 9

µm de largura e uma zona de crescimento celular com cerca de 9 a 15 µm de largura.

FIG. 2.32 – Morfologia da zona de transição (a) Imagem de MO da interface e (b)

Imagem de MEV de diferentes regiões (DI et al., 2016).

78

3 MATERIAIS E MÉTODOS

3.1 MATERIAL

O material utilizado como o metal base em estudo foi fornecido pela empresa Aperam

South America, na forma de chapas de aproximadamente 12,5 mm de espessura do

material aço inoxidável austenítico 304L, na condição laminada a quente, cuja

composição química encontra-se na TAB. 3.1, conforme informações do fornecedor.

TAB. 3.1 - Composição química (% em peso) do aço inoxidável austenítico 304L

em estudo fornecido pela APERAM South América.

Elemento (% em peso)

C Mn Si P S Cr Al Cu Co

0,0239 1,279 0,4703 0,0369 0,0004 18,0754 0,004 0,152 0,1736

V Nb Pb Sn W N Ni Mo Ti

0,0475 0,0062 0,0008 0,0066 0,0177 0,0454 8,0064 0,1035 0,0039

O metal de adição selecionado para este estudo foi o aço inoxidável duplex na forma

de arame ER2209, com suas características descritas no item 3.2.2. A justificativa para

esta escolha foi condicionada a alguns fatores, a citar:

- A escolha do metal de adição, tanto para soldas similares quanto para as

dissimilares, desempenha um papel crucial na melhora das propriedades mecânicas do

material soldado, fazendo o balanço de fase adequado e evitando trinca de solidificação

(VERMA e TAIWADE, 2017).

- Devido ao preço flutuante do níquel e por este ser 10 vezes mais caro do que vários

metais, pesquisadores buscam consumíveis com bom custo e mecanicamente eficientes.

Na prática, os AID são muito resistentes às trincas de solidificação devido ao baixo grau

de impurezas. O consumível E/ER 2209 é o mais popular e compatível com diferentes

processos e materiais similares ou dissimilares. Quando comparado com outros arames,

como o ER 316LSI e o ER308LSi, a solda com o ER2209 apresentou melhor resistência

à corrosão localizada. Enquanto que nos arames ER 316LSi e o ER308LSi, a presença do

79

silício acelerou a formação de fases intermetálicas, aumentando a corrosão (VERMA e

TAIWADE, 2017).

3.2 MÉTODOS

A estrutura do presente trabalho encontra-se ilustrada na FIG.3.1. O estudo foi

dividido em dois grupos, material sem solda e material com solda, subdivididos sob o

mesmo critério: antes do ensaio (“como recebido” e “apenas soldado”), após o ensaio de

flexão em três pontos e após o ensaio de tração uniaxial (realizados com e sem

ferritoscópio), ambos a temperatura ambiente. Todos os subgrupos foram analisados por

meio de medidas de microdureza instrumentada e da microscopia eletrônica de varredura

(MEV) com o uso dos detectores de elétrons secundários (SE) e de difração de elétrons

retroespalhados (EBSD). Complementarmente, foram realizadas análises macrográficas

no corpo de prova apenas soldado, medidas de ferritoscopia durante o ensaio de tração

interrompido antes do início da estrição, ensaio de dureza Rockwell e difração de Raios

X (DRX).

FIG. 3.1 – Fluxograma do programa experimental para o presente estudo.

80

3.2.1 NOMENCLATURA DAS AMOSTRAS

Com o intuito de melhor apresentar os resultados desta dissertação de mestrado e sua

respectiva discussão, nomeiou-se as amostras conforme TAB. 3.2.

TAB. 3.2 - Nomenclatura das amostras analisadas.

GRUPO SUBGRUPO NOMENCLATURA

Sem solda

Como Recebido CR

Após ensaio de flexão FLEXÃO SEM SOLDA

Após o ensaio de tração TRAÇÃO SEM SOLDA

Com solda

Apenas soldado SOLDADO

Após ensaio de flexão FLEXÃO COM SOLDA

Após o ensaio de tração TRAÇÃO COM SOLDA

3.2.2 SOLDAGEM

Foram recebidas chapas com aproximadamente 300 mm de comprimento (Direção

de Laminção - DL), 200 mm de largura (b) e 12,5 mm de espessura (t). As deposições de

solda foram realizadas, na forma de cordão, transversalmente à direção de laminação e

no meio do comprimento da peça, conforme ilustrado nas FIG. 3.2 e FIG. 3.3.

FIG. 3.2 - Esquema dos corpos de prova (CP).

81

FIG. 3.3 - Vista inferior do CP, mostrando o cordão de solda.

As soldas foram realizadas no Laboratório de Soldagem da Escola de Engenharia

Industrial Metalúrgica de Volta Redonda (EEIMVR), da Universidade Federal

Fluminense em Volta Redonda (UFF). A solda escolhida foi do tipo MIG, com utilização

de uma mistura gasosa inerte de argônio com 2% de oxigênio e arame de aço inoxidável

duplex, de especificação AWS/ASME SFA-5.9 ER 2209 da ESAB, com 1 mm de

diâmetro. O objetivo do depósito de solda foi observar as mudanças microestruturais

causadas na interface da zona fundida com a ZTA. Nesta interface, na zona fundida é

possível observar a zona de diluição, uma área de transição que compreende à mistura de

composição química e de microestrutural entre os metais base e de adição.

Segundo o fabricante ESAB, o metal de adição ER2209 “apresenta uma elevada

resistência à corrosão. Em meios contendo cloretos e sulfeto de hidrogênio, o metal de

solda deste arame apresenta uma elevada resistência à corrosão intergranular, localizada

(pitting) e especialmente sob corrosão sob tensão”. Apresenta como propriedades

mecânicas 600 MPa de limite de escoamento e 765 MPa como limite de resistência. Sua

composição química encontra-se descrita na TAB. 3.3.

TAB. 3.3 – Composição química do arame AWS/ASME SFA-5.9 ER 2209 da

ESAB (adaptado de ESAB).

Elemento (% em peso)

C Si Mn Cr Ni Mo Cu

< 0,03 0,50 1,70 22,50 8,50 3,30 < 0,30

82

A máquina de solda utilizada foi a MIG Pulse 4000 R Castolin Eutectic. A fim de

obter controle da velocidade de soldagem, utilizou-se um “carrinho” sob um trilho. O

esquema do conjunto de soldagem pode ser visto na FIG. 3.3.

FIG. 3.4 - Esquema de soldagem do Laboratório da EEIMVR/UFF.

Os parâmetros utilizados na soldagem foram:

Tensão de voltagem: 25,6 V;

Corrente contínua com polaridade direta (CC-): 212 A;

Velocidade de solda: 2,9 mm/s.

Dessa forma, foi possível calcular o aporte térmico (At), conforme a Equação (3.1):

𝐴𝑡 =0,8×𝑡𝑒𝑛𝑠ã𝑜×𝑐𝑜𝑟𝑟𝑒𝑛𝑡𝑒

𝑣𝑒𝑙𝑜𝑐𝑖𝑑𝑎𝑑𝑒=

0,8×25,6×212

2,9≅ 1,5 𝐽/𝑚𝑚 (3.1)

A distância utilizada entre o bico de contato e a peça (“stick-out”) foi de 13 mm,

conforme FIG. 3.5.

FIG. 3.5 - Medição da distância de saída do arame à superfície da chapa, referente

a distância inicial de abertura do arco.

83

O resultado do processo de soldagem é mostrado, em uma das chapas utilizadas, nas

FIG. 3.6 e FIG. 3.7.

FIG. 3.6 - Superfície de uma das chapas que recebeu a deposição de solda.

FIG. 3.7 - Superfície oposta de uma das chapas que recebeu a deposição de solda.

Imediatamente após a soldagem, observaram-se manchas marrons no entorno da

deposição da solda e na face oposta a essa superfície, conforme mostrado nas FIG. 3.6 e

FIG. 3.7. No entanto, esta mancha é de fácil remoção, sendo assim provavelmente

associada aos fumos formados durantes o processo de soldagem.

As chapas não foram aquecidas antes, nem tiveram resfriamento controlado após o

processo de deposição de solda, a fim de se aproximar de uma execução onde não seriam

viáveis esses tratamentos (pré-aquecimento e pós-aquecimento). Após o resfriamento,

observou-se que as chapas apresentavam um leve encurvamento, conforme mostrado na

FIG. 3.8.

84

FIG. 3.8 - Amostra MSC com leve encurvamento.

Atribui-se o ocorrido, ou seja, o leve encurvamento, ao calor gerado durante o

processo que resultou em tensões residuais, tendo seu efeito sido mais pronunciado por

não ter sido feito, propositalmente, o aquecimento da chapa antes da soldagem e nem ter

sido realizado o resfriamento controlado.

3.2.3 MODOS DE SOLICITAÇÃO MECÂNICA PARA O ESTUDO

De forma a prover os distintos modos de solicitação mecânica para este estudo,

relativo ao efeito TRIP em aço inoxidável austenítico 304L com cordão de solda de aço

inoxidável duplex, corpos de prova padronizados dos materiais em estudo (sem solda e

com solda) foram submetidos a esforços de flexão em três pontos e de tração uniaxial,

ambos a temperatura ambiente.

3.2.3.1 FLEXÃO EM TRÊS PONTOS

Os materiais em estudo foram submetidos a esforços de flexão em três pontos por

meio de ensaios de flexão realizados no Laboratório de Materiais de Construção e

Concreto do IME, com o uso do equipamento da MTS com uma célula de carga com

capacidade de 100 kN, conforme mostrado na FIG. 3.9. Foi utilizado para aquisição e

registro dos dados experimentais o software Flextest GT-40 da MTS.

85

FIG. 3.9 - Máquina de ensaio MTS.

Os corpos de prova foram ensaiados sob flexão em três pontos, conforme esquema

ilustrado na FIG. 3.10, onde L é o vão entre os apoios.

FIG. 3.10 - Esquema estrutural da flexão em três pontos.

Os ensaios foram executados por controle de deformação, sob uma velocidade de 1

mm/min, máxima deformação de 3% e distância entre apoios de 16 cm.

Os CPs foram cortados no Laboratório de Mecânica da EEIMVR da UFF em Volta

Redonda/RJ, na IMBEL e na Oficina Mecânica do Centro Brasileiro de Pesquisas Físicas

86

(CBPF). O tipo de corte utilizado foi por processo mecânico refrigerado por líquido. A

geometria e as fotos dos CPs encontram-se, respectivamente, nas FIG. 3.11 e FIG. 3.12.

FIG. 3.11 - Desenho esquemático dos corpos de prova (CP) de flexão, unidade em

mm. Vistas frontal (a) e superior (b) do CP sem solda e vistas frontal (c) e superior

(d) do CP com solda.

FIG. 3.12 - Corpos de prova com deposição de solda.

Observou-se que as laterais das amostras apresentaram marcas da serra do

equipamento de corte, conforme mostrado na FIG. 3.13. Essas marcas geraram uma

camada de martensita induzida por deformação. Qualquer outro processo mecânico para

retirar essas marcas, como o lixamento seguido de polimento mecânico, não seriam

eficientes para eliminar toda camada martensítica. Sendo necessário um polimento

eletrolítico em seguida, porém inviável devido ao tamanho das amostras. Por esses

motivos associado ao fato de as máximas tensões estarem nas superfícies superior e

87

inferior, não foi feito nenhum tratamento. Ao longo dos ensaios, não foi verificada

nenhuma influência dessas marcas.

FIG. 3.13 - Acabamento nas laterais dos corpos de prova devido ao corte com serra

de fita.

Como o corte pela serra de fita é um processo mecânico e refrigerado, portanto não

gera uma camada deformada e modificada pelo calor significante para as avaliações

objetivadas, o acabamento das laterais resultante do corte das amostras foi adotado como

adequado para o estudo.

Para medir as deformações das amostras foram utilizados extensômetros elétricos de

resistência a 1,5 mm de distância do centro do comprimento do CP e alinhados no sentido

longitudinal deste, conforme mostrado na FIG. 3.14. Foram utilizados extensômetros da

marca Kyowa, cujas especificações encontram-se na TAB. 3.4.

FIG. 3.14 – Desenho esquemático da posição do extensômetro em um corpo de

prova sem ou com solda, unidade em mm.

88

TAB. 3.4 – Especificação do extensômetro utilizado nos ensaios de flexão em 3

pontos.

ESPECIFICAÇÃO DO EXTENSÔMETRO

Tipo KFC-5-120-C1-11

Fator de Medida (24 C, 50%RH) 2,10±1,0%

Comprimento útil de Medida 5 mm

3.2.4 TRAÇÃO UNIAXIAL

Os materiais em estudo foram, inicialmente, submetidos ao ensaio de tração uniaxial

até a ruptura e, posteriormente, em duas condições distintas de parada:

- até deformações próximas ao limite de resistência (antes da estricção) com uso de

uma sonda de ferritoscopia portátil para detecção da formação de fase magnética (neste

caso a martensita α’) induzida durante o ensaio de tração a temperatura ambiente, na

posição mediana do comprimento útil do corpo de prova de tração;

- até a deformação equivalente de 3%.

Os ensaios de tração com deformação equivalente e até a ruptura foram realizados

no Laboratório de Materiais de Construção e Concreto do IME, com o uso do

equipamento da MTS com uma célula de carga com capacidade de 100 kN. Foi utilizado

para aquisição e registro dos dados experimentais o software Flextest GT-40 da MTS. A

deformação foi medida com o mesmo tipo de extensômetro utilizado nos ensaios de

flexão (TAB. 3.4). Os extensômetros foram colados no centro do comprimento dos corpos

de prova.

Os ensaios de tração com ferritoscópio acoplado foram executados no Laboratório

de Ensaios Mecânicos da Escola de Engenharia Industrial Metalúrgica de Volta Redonda

(EEIMVR) da Universidade Federal Fluminense (UFF), em Volta Redonda / RJ, com o

equipamento da EMIC DL-1000, com célula de carga com capacidade de 100 kN,

mostrada na FIG. 3.15. A medida da deformação considerada foi o deslocamento do

travessão.

O ferritoscópio utilizado foi o FISCHER-FMP30 de sonda manual, com faixa de

medição de 0,1 a 80% da fase ferromagnética, o qual encontra-se sob tutela do Programa

de Pós-Graduação em Engenharia Metalúrgica (PPGEM) da UFF em Volta Redonda. A

89

fotografia do ferritoscópio acoplado ao corpo de prova na máquina de ensaio EMIC é

mostrada na FIG. 3.16.

FIG. 3.15 - Máquina de ensaio EMIC da EEIMVR / UFF.

FIG. 3.16 – Foto da máquina de ensaio da EMIC com o ferritoscópio acoplado no

corpo de prova.

90

Com o objetivo de definir o ponto de parada do ensaio, correspondente ao limite

máximo de resistência, um corpo de prova sem e outro com solda foram ensaiados até

ruptura. O software do equipamento de tração, na medida que executava o ensaio, plotava

instantaneamente o gráfico tensão versus deformação. Dessa forma, foi possível saber a

carga referente ao limite máximo de resistência e parar o ensaio quando esse fosse

atingido.

Os ensaios de tração foram executados por controle de deformação, sob uma

velocidade de 1 mm/min até a ruptura. A distância entre garras foi de 200 mm e o

comprimento útil do corpo de prova foi de 100 mm. A quantidade de corpos de prova

utilizados está detalhada na TAB. 3.5.

TAB. 3.5 – Quantidade de corpos de prova de tração utilizados.

Tipo de Corpo de Prova de Tração Quantidade

Sem solda + deformação equivalente 2

Com solda + deformação equivalente 2

Sem solda + ruptura 3

Com solda + ruptura 3

Sem solda + ferritoscopia 1

Com solda + ferritoscopia 1

Os corpos de prova de tração foram dimensionados segundo a norma ASTM

E8/E8M-09, os quais foram cortados por meio de corte a jato d’água na IMBEL. Na FIG.

3.17 são apresentados os desenhos esquemáticos exemplificando um corpo de prova sem

solda e outro corpo sem solda, nos quais consta a posição de fixação do extensômetro.

91

FIG. 3.17 - Geometria dos corpos de prova de tração (a) sem solda e (b) com solda,

unidade em mm.

Como o material não apresenta patamar de escoamento definido, utilizou-se o critério

de 0,2% de deformação plástica para definir o limite de escoamento. O limite de

resistência à tração foi determinado pela maior carga de ensaio. O alongamento total foi

a máxima deformação sofrida no momento da ruptura do CP.

3.2.5 CARACTERIZAÇÃO

Conforme descrito no início da seção 3.2, por meio do fluxograma apresentado na

FIG. 3.1, amostras associadas aos materiais em estudo antes e após o processo de

soldagem adotado foram caracterizadas estruturalmente (a nível macro e microestrutural)

e mecanicamente via ensaio de dureza (macro e microdureza instrumentada) e tração

uniaxial, este último associado a medidas de ferritoscopia com uma sonda portátil.

92

3.2.5.1 ANÁLISE ESTRUTURAL

Para obter as informações quanto ao aspecto macro e microestrutural dos materiais

em estudo antes e após o processo de soldagem adotado, foram adotadas as seguintes

técnicas de caracterização para análise estrutural: macrografia, difração de raios X,

análises microestruturais com auxílio do microscópio eletrônico de varredura (com

auxílio dos detectores de SE e EBSD) e microdureza instrumentada (está última é

retratada na seção de ensaios mecânicos 3.2.3.2. Em função da técnica de análise, as

amostras foram submetidas a uma determinada rotina final de preparação metalográfica,

conforme ilustra a FIG. 3.18.

FIG. 3.18 - Técnica de caracterização versus etapa final de preparação

metalográfica das amostras.

A primeira etapa da preparação metalográfica foi o lixamento mecânico, constituído

pela sequência de lixas d’agua de granulometria de 80, 200, 300, 400, 500, 600, 1200,

1500 e 2000. Se o objetivo foi obter dados do EBSD ou DRX, a última etapa foi o

polimento eletrolítico. Porém, se o objetivo foi obter as imagens para análise

macrográfica, microestrutural (MEV com o detector de SE) ou medidas de microdureza

instrumentada, após o polimento eletrolítico, finalizou-se as amostras com o ataque

eletrolítico. Os parâmetros utilizados no polimento e no ataque eletrolíticos estão na TAB.

3.6.

93

TAB. 3.6 - Parâmetros do polimento eletrolítico e do ataque químico para etapa

final de preparação metalográfica.

PARÂMETROS POLIMENTO

ELETROLÍTICO

ATAQUE

ELETROLÍTICO

Solução 20% ácido perclórico

80% de álcool etílico P.A.

10 g Ácido oxálico

100 mL de água destilada

Voltagem (V) 20 12

Tempo de imersão (s) 15 a 30 30

3.2.5.1.1 IDENTIFICAÇÃO DAS FASES

As fases presentes na amostra da condição como recebida (após preparação,

conforme descrito no item 3.2.3.1) foram identificadas através da técnica de Difração de

Raio-X (DRX), com o auxílio de dois softwares: X´Pert High Score Plus e X´Pert Data

Viewer. O equipamento utilizado foi o difratômetro, modelo X´PERT PRO MRD da

PANalytical, do laboratório de Difração de Raio-X do Instituto Militar de Engenharia

(IME). Os parâmetros utilizados no difratômetro foram:

Tubo de cobalto (MRD);

2θ – variando de 45º a 130º;

Step size – 0,03º;

Tempo em cada passo = 198 s;

Tensão = 40 kV;

Corrente = 45 mA.

3.2.5.1.2 AVALIAÇÃO MACROESTRUTURAL

A amostra com solda (apenas soldada) foi preparada conforme descrito no item

3.2.3.1. Foram conduzidas observações quanto ao aspecto macroestrutural e registradas

imagens com auxílio do estereoscópio da ZEISS, modelo Stemi 2000-C com câmera

94

digital Pixelink modelo PL-A662. Como as diferenças entre o metal base e a solda

estavam bem marcadas, foram realizadas medidas da geometria da solda, com o uso de

um paquímetro digital.

3.2.5.1.3 AVALIAÇÃO MICROESTRUTURAL

As análises microestruturais foram inicialmente conduzidas por microscopia óptica,

como apoio à preparação metalográfica e critério de avaliação de qualidade de

preparação, com auxílio do microscópio óptico, modelo BX53M da Olympus, com

câmera digital com sistema de aquisição de imagem da Olympus.

Após conseguir-se obter amostras com superfícies livre de riscos do lixamento

(principal artefato de preparação que pode gerar erros na avaliação microestrutural de

materiais com efeito TRIP) através do polimento eletrolítico, conduziu-se as análises via

microscopia eletrônica de varredura das amostras somente polidas e atacadas

eletroliticamente. As amostras foram preparadas conforme descrito no item 3.2.3.1.

As análises microestruturais por microscopia eletrônica de varredura foram

realizadas com auxílio do microscópio, modelo QUANTA 250 FEG – FEI, com o

filamento de emissão de campo (FEG) e detector de elétrons secundários (SE), e difração

de elétrons retroespalhados (EBSD) da Bruker, localizado no Laboratório de Microscopia

Eletrônica do IME.

As análises microestruturais foram conduzidas na seção transversal das amostras,

após preparação metalográfica da superfície de corte, sem e com cordão de solda, bem

como antes e após os ensaios mecânicos de flexão e tração uniaxial com deformações

equivalentes.

Os pontos de análise das seções transversais típicas de uma amostra sem e com solda

são mostrados na FIG. 3.19. Os parâmetros utilizados para realizar imagens com o

detector de SE estão descritos na TAB. 3.7.

95

FIG. 3.19 - Pontos de análise de seções típicas de CPs (a) sem solda e (b) com solda.

TAB. 3.7 - Parâmetros adotados no MEV para as análises com o detector de SE.

PARÂMETROS DO MEV – SE

Tensão de aceleração 10 kV

Abertura 5

Spot size 5

Distância de trabalho 10 mm

Com o objetivo de otimizar o uso do detector de EBSD, as análises foram realizadas

nos pontos 2, 4, 5, 6 e 7, utilizando os parâmetros descritos na TAB. 3.8.

TAB. 3.8 - Parâmetros adotados no MEV para as análises com o detector de

EBSD.

PARÂMETROS DO MEV – EBSD

Tensão de aceleração 30 kV

Abertura 6

Spot size 5

Distância de trabalho 20 mm

Inclinação da amostra 70º

Inclinação do detector 10,6º

Distância entre detector e amostra 16 mm

A análise em conjunto com os detectores de SE e EBSD foi essencial para distinguir

diferentes fases com mesma estrutura cristalina, conforme critério descrito na TAB. 3.9.

Além disso, o EBSD auxiliou em diferenciar se as martensitas presentes nas micrografias

eram artefatos de preparação metalográfica ou consequência dos ensaios de flexão e

tração uniaxial executados com deformações equivalentes.

96

TAB. 3.9 - Tabela das principais fases deste trabalho em função de sua estrutura

cristalina e aspectos morfológico na microestrutura.

3.2.5.2 ENSAIOS MECÂNICOS

3.2.5.2.1 ENSAIO DE MACRODUREZA

Foi realizado o ensaio de macrodureza Rockwell B na amostra como recebida (CR),

após o lixamento mecânico da superfície da chapa com lixas d´águas de granulometria de

600 e 1200, via equipamento da PANTEC, modelo RBS M, localizado no Laboratório de

Ensaios Mecânicos do IME.

Foram realizadas 10 indentações na superfície da amostra e utilizados os seguintes

parâmetros de ensaio:

Penetrador: esfera de tungstênio;

Pré-carga: 10 kgf;

Carga: 100 kgf;

3.2.6 ENSAIO DE MICRODUREZA INSTRUMENTADA

As amostras de todas as condições em estudo foram preparadas conforme descrito no

item 3.2.3.1.

A microdureza instrumentada foi realizada nas amostras por meio do

ultramicrodurômetro instrumentado com indentador Berkovich (Triangular 115º),

modelo DUH-211S, da marca Schimadzu, controlado pelo software DUH-211S, o qual

97

possui um microscópio óptico com câmera digital que permite selecionar pontos

microestruturais associados ao aumento de 500x (10x da ocular e 50x da objetiva). O

equipamento está instalado no laboratório Multiusuário de Caracterização de Materiais

do Instituto de Ciências Exatas (ICEx) da UFF, em Volta Redonda / RJ. Os parâmetros

utilizados neste ensaio encontram-se na TAB. 3.10.

TAB. 3.10 - Parâmetros utilizados no ensaio de microdureza instrumentada.

Carga mínima 0,2 gf

Carga máxima 100 gf

Taxa de carregamento/descarregamento 7,14 gf/s

Tempo de permanência na carga máxima 20 s

Na FIG. 3.20 são mostradas as seções transversais com as direções nas quais foram

feitas as indentações nas amostras (a) CR e tração sem solda; em (b) flexão sem solda e

(c) soldada, flexão e tração com solda. Em todas as amostras foram realizadas 10

indentações ao longo das direções equivalentes a ¼, ½ e ¾ de espessura. Na FIG. 3.20

(a), a direção ¾ é equivalente a ¼ por simetria. As indentações em ¾ foram realizadas

dentro da solda. As indentações em L0 e L5 iniciaram-se perto do bordo sem solda e

terminaram perto da face da solda.

FIG. 3.20 - Seções transversais com as direções nas quais foram feitas as

indentações, nas amostras em (a) CR e tração sem solda, em (b) flexão sem solda e

em (c) soldada, flexão e tração com solda.

O diferencial do equipamento utilizado é sua capacidade de monitorar e armazenar

as cargas e a profundidade de indentação durante todo ensaio, o qual é realizado em quatro

etapas (SHIMADZU Instruction Manual, 2009).

Primeira etapa: guardam-se os valores de referência da detecção da superfície da

amostra pelo indentador.

98

Segunda etapa: é o carregamento, aumentando a força de teste até uma força

máxima, sob uma velocidade constante.

Terceira etapa: consiste em manter a força máxima durante um tempo

especificado.

Quarta etapa: é o descarregamento.

Conforme o penetrador é acionado para dentro do material a partir da superfície da

amostra, processos de deformação tanto elástica quanto plástica acontecem. A superfície

de contato entre o indentador e a amostra dependem da geometria do indentador, que

implicará numa projeção (Ap) sobre uma área de contato (As), até uma profundidade de

contato (hc). Dependendo da carga máxima e da evolução plástica/elástica, a

profundidade máxima (hmáx) pode atingir valores maiores que hc. Com a remoção do

indentador, há o retorno elástico, tendo a indentação resultante uma profundidade

permanente (hp) menor que hmáx e que normalmente apresenta um desvio do retorno

elástico perfeito (hr). A seção transversal de uma indentação é mostrada na FIG. 3.21

(SILVA, 2018 e GURGEL, 2016). Essas profundidades podem ser obtidas por meio da

curva força x profundidade de penetração de um ciclo completo de indentação, conforme

FIG. 3.22.

FIG. 3.21 - Seção transversal de uma indentação axissimétrica (aput - adaptado de

OLIVER e PHARR, 1992).

99

FIG. 3.22 - Curva genérica obtida via ensaio de microdureza instrumentada em

função das variáveis básicas medidas para o cálculo das propriedades (adaptado

de SHIMADZU Instruction Manual, 2009)

Das propriedades mecânicas que são possíveis de serem extraídas deste ensaio,

escolheu-se analisar a dureza Berkovich e o módulo de indentação no presente trabalho.

Dureza de Berkovich (HT115), também chamada de dureza da pirâmide triangular

de ângulo típico de 115º, utiliza um indentador em forma de pirâmide triangular, cuja

indentação forma um triângulo na superfície da amostra, conforme mostrado na FIG. 3.23

(SHIMADZU Instruction Manual, 2009).

FIG. 3.23 - Geometria da indentação da dureza Berkovich (SHIMADZU

Instruction Manual, 2009).

A dureza Berkovich (HT115) é calculada pela Equação (3.2).

𝐻𝑇115 =160,07×𝐹𝑚á𝑥

𝐿2 (3.2)

100

Onde:

𝐹𝑚á𝑥 = força máxima utilizada no teste; (MN)

𝐿 = altura média da indentação (µm), 𝐿 =𝐿1+𝐿2+𝐿3

3.

O módulo de indentação (Eit) pode ser calculado pela Equação (3.3) e apresenta

valores similares ao módulo de Young (ou módulo de elasticidade) (SHIMADZU

Instruction Manual, 2009).

𝐸𝑖𝑡 =1−𝜈𝑠

2

(𝑆.√𝜋

2.𝐴𝑝)−(

1−𝜈𝑖2

𝐸𝑖)

(3.3)

Onde:

𝜈𝑠 = coeficiente de Poisson da amostra;

𝑆 = inclinação da curva durante o descarregamento (região linear);

𝜈𝑖 = coeficiente de Poisson do identador (0,07);

𝐴𝑝 = área de contato projetada;

𝐸𝑖 = módulo do indentador (1,14 x 106 N/mm²).

A área Ap de contato projetada do indentador com a amostra pode ser calculado

conforme a Equação (3.4) quando do uso indentador Berkvich (Triangular 115º):

Ap = 23,96 . hc2 (3.4)

“hc” é a profundidade de contato do indentador com a peça que está sendo testada,

calculado pela Equação (3.5):

hc = hmax - . (hmax – hr) (3.5)

onde depende da geometria do indentador, sendo para os indentadores Vickers e

Berkovich (Triangular de 115º), = ¾ = 0,75.

101

4 RESULTADOS

De forma a atender os objetivos que foram propostos para o presente trabalho, os

resultados são apresentamos e analisados em termos de caracterização dos materiais em

estudo na condição de partida (aço inoxidável austenítico 304L sem e com cordão de

depósito de solda de aço inoxidável duplex ER2290). Posteriormente, são apresentados e

analisados os resultados quanto ao comportamento mecânico pelos modos de solicitação

mecânica propostos para se avaliar o efeito destes na indução de martensita por

deformação plástica (efeito TRIP) em baixo nível de deformação e sua subsequente

caracterização microestrutural e mecânica.

A fim de simplificar o texto, a zona fundida próxima à ZTA, a qual apresenta uma

transição composicional e estrutural, é denominada neste trabalho de zona de transição e

a zona fundida não afetada por esta transição será chamada de zona fundida. Porém, é

importante deixar claro que as duas regiões compõem a zona fundida.

4.1 MATERIAIS DE PARTIDA

4.1.1 TEMPERATURAS DE TRANSFORMAÇÃO E ENERGIA DE FALHA DE

EMPILHAMENTO

O aço inoxidável austenítico 304L que atua como metal base no proposto neste

estudo é dito na literatura como susceptível ao efeito TRIP, apresentando assim

transformação martensítica induzida por deformação a temperatura ambiente. Com base

nesta característica, nesta seção são avaliadas por meio de equações empíricas as

temperaturas de transformação que delimitam o efeito TRIP para fins práticos (Mi e Md30),

como também a energia de falha de empilhamento (EFE).

Os valores das temperaturas de transformação martensítica Mi e Md30 e da energia de

falha de empilhamento (EFE) segundo SCHRAMN (1975) e BROFMAN (1979) foram

102

calculados por meio da composição química do aço 304L em estudo, utilizando as

Equações (4.1), (4.2), (4.3) e (4.4).

Mi(°C) = 1305 − 41,7Cr − 61,1Ni − 33,3Mn − 27,8Si − 1667(C + N) (4.1)

Md30(°C) = 413 − 462(C + N) − 9,2Si − 8,1Mn − 13,7Cr − 9,5Ni − 18,5Mo (4.2)

EFE (mJ/m2) Schramn 1975 = −53 + 6,2Ni + 0,7Cr + 3,2Mn + 9,3Mo (4.3)

EFE(mJ/m²) Brofman 1979 = 16,7 + 2,1Ni − 0,9Cr + 0,26C (4.4)

TAB. 4.1 - Valores das temperaturas de transformação e das EFEs para o aço

inoxidável 304L utilizado nesse estudo.

Mi -109,12 oC

Md30 40,69 oC

EFE – Schramn (1975) 14,35 mJ/m²

EFE – Brofman (1979) 17,25 mJ/m²

Com o objetivo de avaliar os resultados encontrados neste trabalho, foram calculadas

as temperaturas de transformação e EFE por meio da composição química para o aço

304L estudados do autor TAHERI et al. (2011), conforme TAB. 4.2 e TAB. 4.3.

TAB. 4.2 - Composição química dos aços 304L estudado por TAHERI, et al., 2011.

ELEMENTO TAHERI, et al. (2011)

Aço 1 Aço 2

Cr 18,5 18,0

Ni 10,1 10,0

Mn 1,13 1,86

Si 0,49 0,49

C 0,023 0,029

N 0,056 0,112

Mo 0,09 0,04

TAB. 4.3 - Valores das temperaturas de transformação martensítica e EFE do aço

304L calculados em função da composição química apresentado por TAHERI et

al., 2011.

Tipo de

aço Mi (oC) Md30 (oC)

EFE (mJ/m²)

Schramn

(1975)

EFE (mJ/m²)

Brofman

(1979)

Aço 1 -266,50 11,78 27,02 21,27

Aço 2 -367,21 -14,06 27,92 21,51

103

Nota-se que mesmo uma pequena variação da composição química gera temperaturas

e energias de falha de empilhamento diferentes, gerando diferentes susceptibilidades ao

efeito TRIP. No entanto, há de se ressaltar que o número de algarismos significativos

apresentados na composição química deste trabalho, na TAB. 3.1, e pelo autor TAHERI

et al. (2011), na TAB. 4.3, são diferentes. Essas diferenças produzem efeito significativo

nos cálculos, principalmente em relação aos efeitos do carbono e nitrogênio que

apresentam maiores pesos nas equações adotadas.

Nota-se que a temperatura Mi encontra-se abaixo de zero e a temperatura Md30 se

encontra um pouco acima da temperatura ambiente, na qual foram executados os ensaios

mecânicos. Assim, teve-se grande probabilidade de ter transformação martensítica

durante os ensaios executados para avaliação dos efeitos dos modos de solicitação

propostos para o estudo.

4.1.2 MODOS DE SOLIDIFICAÇÃO

Um estudo preliminar foi feito a fim de verificar quais possíveis microestruturas que

podem ter se desenvolvido com o processo de soldagem por deposição de material

dissimilar. Utilizou-se o diagrama pseudobinário de aços inoxidáveis com as fórmulas de

níquel e cromo equivalente nas equações já apresentadas como (2.3) e (2.4) (KOTECKI

E SIEWERT, 1992).

Nieq = (%Ni) + 35 × (%C) + 20 × (%N) + 0,25 × (%Cu) (2.3)

Creq = (%Cr) + (%Mo) + 0,7 × (%Nb) (2.4)

Os resultados de níquel e cromo equivalentes, bem como os modos de solidificação

encontram-se descritos na TAB. 4.4 e ilustrados na FIG. 4.1. As linhas dos aços nos

diagramas não foram prolongadas até o eixo horizontal inferior, pois os autores

KOTECKI E SIEWERT (1992) não realizaram estudos à uma temperatura inferior a

900ºC.

104

TAB. 4.4 - Razão cromo-níquel equivalente e respectivo modo de solidificação de

cada aço.

AÇO Creq/Nieq MODO DE SOLIDIFICAÇÃO

304L 1,86 FA L→L+δ→L+δ+γ→δ+γ

ER 2209 2,68 F L→L+δ→δ→δ+γ

FIG. 4.1 - Diagrama pseudobinário para aços inoxidáveis com os aços 304L e ER

2209 (modificado, DI et al., 2016).

É importante ressaltar que o diagrama de equilíbrio considera um resfriamento muito

lento a partir do estado líquido. Na prática, a taxa de resfriamento é mais alta, ainda mais

nos processos de soldagem onde as taxas podem ser da ordem 10 C/s, podendo chegar a

0,25 C/s.

Além disso, outros fatores podem afetar as transformações desde o estado líquido até

a solidificação em temperatura ambiente. Estes fatores não são previstos nas equações

empíricas e, por isso, desvios ocorrem em conjunto com o efeito da cinética da

transformação. A saber, o fator tempo para as transformações que ocorrem no

lingotamento junto com a laminação a quente e a soldagem com depósito de um cordão

de aço inoxidável duplex na chapa de 304L.

105


4.1.3.1 ENSAIO DE MACRODUREZA

As indentações de macrodureza foram realizadas conforme a FIG. 4.2, onde T1 e T2

são pontos de teste. Os resultados obtidos estão na TAB. 4.5, revelando a homogeneidade

do material.

FIG. 4.2 - Pontos de aplicação de cargas do ensaio de dureza Rockwell.

TAB. 4.5 – Valores obtidos do ensaio de dureza.

Ponto HRB

1 86

2 87

3 83

4 84

5 86

6 80

7 81

8 81

9 82

10 82

Média 83,20

Desvio padrão ±2,32

SILVA (2017) utilizou em seu estudo uma chapa laminada a quente, de 6,4 mm de

espessura, do aço 304L fornecido pela empresa Aperam South America. Como resultado

de dureza obteve o valor 12,40 +/- 0,90 HRC, o qual convertido para a dureza Rockwell

B, chega-se ao valor aproximado de 88,0 HRB, conforme FIG. 4.3.

106

FIG. 4.3 - Tabela de conversão de dureza de Rockwell B e Rockwell C. Em

vermelho, os resultados experimentais (adaptado, CALLISTER E RETHWISCH,

2015).

Conclui-se que o resultado obtido por SILVA (2017) é similar ao obtido neste

trabalho. Com a distinção que SILVA (2017) trabalhou com o mesmo tipo de aço

processado pela Aperam South America na forma de chapa laminada a quente, porém a

metade da espessura do trabalho atual (6,4 mm de espessura).

4.1.3.2 IDENTIFICAÇÃO DAS FASES PRESENTES NO METAL BASE

A identificação de fases das amostras na condição como recebido foram avaliadas

pela técnica de DRX, na direção de laminação, conforme destacado na FIG. 4.4.

107

FIG. 4.4 – Difratograma de Raios X da amostra na condição como recebido,

relativo a seção na corte na direção de laminação.

A amostra como recebida do aço 304L apresenta picos de DRX associados a

austenita. Nos picos de austenita observa-se “picos-duplos” associados à κα1 e κα2.

Próximo ao pico ϒ(111), verifica-se a presença de um pico associado ao plano (110) de

uma estrutura CCC, o qual pode estar relacionado às fases da martensita alfa linha e da

ferrita delta. A martensita alfa linha pode ter sido induzida durante a preparação das

amostras ou ser remanescente do processo de laminação à quente. A ferrita delta também

pode ser remanescente do processo de laminação a quente de chapas grossas, a qual pode

não ter sido suficiente para promover a homogeneização da estrutura de solidificação do

lingotamento da placa.

4.1.3.3 MACROGRAFIA APÓS SOLDAGEM

Com base em análise preliminar, com uso de uma câmera digital, foram registradas

imagens da seção transversal com o intuito de observar a macroestrutura da amostra

somente soldada, cujo o aspecto é mostrado na FIG. 4.5, junto com as médias das

dimensões das distintas regiões associada ao corte transversal na direção de laminação.

A largura média do cordão de solda foi de 12,9 mm, o reforço médio foi de 5,0 mm, a

penetração da junta média foi 3,8 mm e a espessura média da chapa foi de 12,8 mm.

CCC (110)

108

FIG. 4.5 - Macrografia da amostra somente soldada.

Observa-se na FIG. 4.5 a penetração do cordão da solda na espessura da chapa, a

diferença de tamanho de grão da solda e do metal base e a linha de segregação central no

centro da espessura do metal base proveniente da segregação de soluto durante o processo

de solidificação da placa e atenuada pela laminação a quente.

Com o uso do estereoscópio, foram obtidas as imagens apresentadas nas

FIG. 4.6 e FIG. 4.7.

FIG. 4.6 – Macrografia obtida com o uso do estereoscópio de uma amostra

soldada.

109

FIG. 4.7 - Detalhe da macroestrutura observada através do estereoscópio na

fronteira entre o cordão da solda e o metal base. Em A, a solda. Em B1, fim da

ZTA e início da zona fundida (zona de transição), e B2 ZTA. Em C, o metal base.

Por meio das

FIG. 4.6 e FIG. 4.7, é possível observar melhor as características da solda e seu

entorno. Na

FIG. 4.6, observa-se na solda um crescimento de grão colunar acompanhando o fluxo

de resfriamento do processo de soldagem. Na parte superior da solda, notam-se grãos

maiores devido à uma provável menor taxa de resfriamento, enquanto que na parte

inferior grãos menores, em consequência de uma provável maior taxa de resfriamento.

Na FIG. 4.7, é possível ver as áreas B1 e B2, limitadas pela solda em A e pelo metal base

em C. B2 é a zona termicamente afetada (ZTA), identificada por linhas de sulfeto

coalescidos e B1 é o fim da ZTA e início da zona fundida (zona de transição), identificado

por grãos que não tem mais aspecto equiaxial.

4.1.3.4 MICROGRAFIA DAS CONDIÇÕES DE PARTIDA

As imagens apresentadas nesta dissertação foram feitas por meio da microscopia

eletrônica de varredura, pois são ricas em detalhes que permitem observar com mais

detalhes as diferenças microestruturais. Foram utilizados dois detectores: de elétrons

secundários (SE) e de detector difração de elétrons retroespalhados (EBSD).

A

110

Primeiro são apresentadas as micrografias feitas com SE e mapas de EBSD das

amostras nas condições de partida: chapa de AIA 304L na condição como recebido, “CR”,

e a chapa de AIA 304L com um depósito de solda de AID ER 2209, “soldada”. Após são

apresentadas as curvas tensões versus deformação e as propriedades obtidas dos ensaios

de tração uniaxial, tração uniaxial com ferritoscópio acoplado e flexão de três pontos. Por

último, são apresentadas as amostras sem e com solda após os ensaios de flexão de três

pontos e tração uniaxial com deformação equivalente a 3%: “tração sem solda”, “tração

com solda”, “flexão sem solda” e “flexão com solda”. Complementarmente, são

apresentados os ângulos dos contornos dos grãos, obtidos da análise de EBSD.

As análises foram conduzidas na seção de corte ao longo da espessura na direção de

laminação e as amostras foram preparadas metalograficamente conforme descrito no item

3.2.5.1.

4.1.3.4.1 METAL BASE COMO RECEBIDO

As micrografias de SE e mapas de EBSD da amostra CR são mostradas nas FIG. 4.8

a

FIG. 4.11. Como o ponto de análise em 3/4 de espessura é equivalente ao de 1/4 de

espessura, só foram apresentadas as imagens de 1/4 de espessura.

111

(a)

(b) (c)

FIG. 4.8 - Micrografia do AIA 304L, no ponto 1, na condição como recebido,

obtida por meio do detector de elétrons secundários do MEV, nos aumentos de (a)

200x e (b) 1000x. Em (c) os pontos de análise da seção.

112

(a)

(b) (c)

FIG. 4.9 - Micrografia do AIA 304L, em ½ de espessura (ponto 2), na condição

como recebido, obtida por meio do detector de elétrons secundários do MEV, nos

aumentos de (a) 200x e (b) 1000x. Em (c) os pontos de análise da seção.

113

FIG. 4.10 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra CR, a ¼ de espessura, aumento de

100x, em (a) fase CFC, em (b) fase CCC e (c) triângulo de orientação das fases

CFC e CCC.

FIG. 4.11 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra CR, a ½ espessura (ponto 2),

aumento de 500x, em (a) fase CFC, em (b) fase CCC e (c) triângulo de orientação

das fases CFC e CCC.

Verifica-se que o aço 304L possui microestrutura de matriz austenítica, com grãos

equiaxiais e presença de maclas de recozimento. Observa-se uma grande presença de

inclusões de sulfetos, representados por linhas quase contínuas onduladas paralelas à

direção de laminação.

Na análise em ½ espessura, (b)

(c)

FIG. 4.9, assim como na macrografia, FIG. 4.5, observa-se a presença de segregação,

provavelmente originada na segregação de soluto durante solidificação no lingotamento

continuo para produção da placa que deu origem a esta chapa laminada a quente. Também

114

nota-se grãos um pouco maiores que os da espessura de 1/4, FIG. 4.8. Provavelmente,

porque a taxa de resfriamento em 1/4 de espessura é superior que em 1/2 de espessura.

Nos mapas de EBSD, FIG. 4.10 (b) e FIG.4.11 (b) nota-se a presença de uma

estrutura CCC nos contornos dos grãos entre os distintos grãos da fase CFC austenítica,

associado ao modo de solidificação do tipo “FA” (apresentado no item 4.1.2),

caracterizando a fase da ferrita delta residual, derivada do processo de solidificação.

Como nos mapas de EBSD, não há presença de estrutura CCC no interior dos grãos e há

presença de algumas marcas de lixa, as regiões com martensitas α’ (formato de lente) que

aparecem nas micrografias são artefatos de preparação metalográfica. Assim, pode-se

concluir que o pico de estrutura CCC (110) observado no difratograma de raio X, da FIG.

4.4, pertence à fase ferrita δ.

Observa-se por meio dos mapas de IPFX, FIG. 4.10 (a) e 4.11 (a) que os grãos

austeníticos (CFC) apresentam uma distribuição aleatória de orientações, não

caracterizando assim uma textura cristalográfica preferencial.

4.1.3.4.2 CONDIÇÃO DE PARTIDA – SOMENTE SOLDADA

As micrografias referentes ao metal base da amostra somente soldada são mostradas

nas (b) (c)

FIG. 4.12 a FIG. 4.13. Ao analisar essas imagens, verifica-se muita similaridade com

as micrografias da amostra CR: matriz austenítica, com grãos equiaxiais, presença de

maclas de recozimento e segregação à meia espessura. Os sulfetos apresentam uma leve

diferença, na amostra soldada não formam tão bem uma linha contínua, porém continuam

com aspecto de uma leve linha paralela à direção de laminação. Há uma presença muito

tímida de martensita α’, também proveniente da preparação metalográfica, devido a

presença de poucas marcas de lixa. Conclui-se que o processo de soldagem, não alterou

significativamente o metal base, como era esperado do ponto de vista térmico.

115

(a)

(b) (c)

FIG. 4.12 - Micrografia do AIA 304L, no ponto 2, da amostra soldada, obtida por

meio do detector de elétrons secundários do MEV, nos aumentos de (a) 200x e (b)

1000x. Em (c) os pontos de análise da seção.

116

(a)

(b) (c)

FIG. 4.13 - Micrografia do AIA 304L, em ¾ de espessura (ponto 3), da amostra

soldada, obtida por meio do detector de elétrons secundários do MEV, nos

aumentos de (a) 200x e (b) 1000x. Em (c) os pontos de análise da seção.

As micrografias referentes à interface da ZTA com a zona de transição são mostradas

nas FIG. 4.14 a FIG. 4.18.

117

(a)

(b) (c)

FIG. 4.14 - Micrografia da ZTA + zona de transição, da amostra soldada, posição

4, obtida por meio do detector de elétrons secundários do MEV, nos aumentos de

(a) 200x e (b) 1000x. Em (c) os pontos de análise da seção.

118

(a)

(b) (c)

FIG. 4.15 - Micrografia da ZTA + zona de transição da amostra soldada, posição 5,



119

FIG. 4.16 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra soldada, na posição 4, aumento de


CFC e CCC.



CFC e CCC.

120

(a)

(b) (c)

FIG. 4.18 - Micrografia da ZTA + zona de transição da amostra soldada, posição 6,



Das micrografias da interface da ZTA com a zona de transição, observa-se uma boa

adesão entre os dois aços inoxidáveis utilizados, o AIA 304L e o AID ER 2209. O

121

material do metal de adição apresenta um alto percentual de níquel, o que favorece a

estabilidade e o alto percentual de austenita após a solidificação do depósito de solda.

Fato confirmado pelos mapas de EBSD, FIG. 4.16 e FIG. 4.17, com uma grande

proporção de estrutura CFC. A estrutura CCC que é vista nos mapas de EBSD junto com

a morfologia apresentada nas micrografias e a composição química do metal de adição

permite concluir que se trata de ferrita δ.

Ratificando o observado pela macrografia, FIG. 4.7, a interface da ZTA com a zona

de transição é composta pelas duas áreas B1 e B2. Cada área com cerca de 130 µm de

largura em torno da solda. B1 é a fronteira entre a ZTA e a zona fundida, apresentando

um pouco das características das duas regiões. Ao analisar a micrografia, nota-se que a

existência de ferrita δ poligonal e em forma de ripas, provavelmente devido ao

crescimento epitaxial. Observações também vistas por UNNIKRISHNAN et al (2014)

em seu trabalho. Ao analisar os mapas de EBSD, observa-se tanto estruturas CFC, quanto

estruturas CCC (relacionadas à ferrita). Porém, a porcentagem CFC é maior do que numa

área só com a solda. Assim, pode-se afirmar que trata-se de uma região de transição.

A ZTA, identificada por B2, apresenta grãos austeníticos maiores que os encontrados

no metal base, mantendo o aspecto equiaxial. Nos mapas de EBSD, essa região

permanece majoritariamente austenítica. Assim, pode-se concluir que a temperatura

experimentada por essa região não foi capaz de transformar parcialmente a austenita em

ferrita δ e fazer a reversão. Também se observa em B2 que houve coalescimento das

inclusões vizinhas de sulfeto de manganês, conforme visto na macrografia (FIG. 4.7).

SOLTANI e TAYEBI (2018) observaram baixa formação de ferrita na ZTA de seu

material. A formação de ferrita é possível quando aços inoxidáveis austeníticos, que

possuem a razão Creq/Nieq alta, são aquecidos próximos da temperatura solidus. O

percentual foi baixo, pois a condutividade térmica dos AIA é baixa.

As micrografias referentes à zona fundida da amostra soldada são mostradas nas FIG.

4.19 a FIG. 2.22.

122

(a)

(b) (c)

FIG. 4.19 - Micrografia da zona fundida da amostra soldada, posição 7, obtida por

meio do detector de elétrons secundários do MEV, nos aumentos de (a) 200x e (b)

1000x. Em (c) os pontos de análise da seção.

123

(a)

(b) (c)


do detector de elétrons secundários do MEV, nos aumentos de (a) 200x e (b) 1000x. Em

(c) os pontos de análise da seção.

124



CFC e CCC.



CFC e CCC.

A zona fundida apresenta morfologia dendrítica com os braços primários orientados

de acordo com a direção do gradiente de calor, o qual é perpendicular à direção de

laminação. A estrutura dendrítica é mais fina nas bordas do depósito da solda, onde a taxa

de resfriamento foi maior e se tornou mais espessa ao centro da solda, onde a taxa de

solidificação é menor. (GRAZIANO et al, 2015). A ferrita nesta região possui estrutura

esquelética e precipita dentro da região interdendrítica envolvendo as dendritas de

austenita (UNNIKRISHNAN et al, 2014).

Nos mapas de IPFX das estruturas CCC, FIG. 4.21 (b) e FIG. 4.22(b) observa-se dois

tipos de geometrias. Uma de pontos uniformemente distribuídos, relacionado à ferrita δ

125

residual. Outra de polígonos com área cheia, relacionados à composição ferrítica do aço

inoxidável duplex.

4.2 MODOS DE SOLICITAÇÃO MECÂNICA

4.2.1 TRAÇÃO UNIAXIAL

Com os dados colhidos durante o ensaio de tração uniaxial, foi possível plotar a curva

tensão versus deformação, para os CPs com e sem solda, conforme FIG. 4.23.

FIG. 4.23 - Gráfico tensão versus deformação de engenharia dos CPs com e sem

solda, obtido do ensaio de tração.

126

FIG. 4.24 - Gráfico tensão versus deformação verdadeira dos CPs com e sem solda,

obtido do ensaio de tração.

Assim como ocorreu no ensaio de flexão, observa-se na FIG. 4.23 que a curva tensão

versus deformação resultante do ensaio de tração com o CP com solda apresenta-se abaixo

da referida curva resultante do ensaio com o CP sem solda. As propriedades mecânicas

obtidas, por meio dos gráficos e apresentadas na TAB. 4.6, foram o limite de escoamento

(σy), o módulo de elasticidade (E), a tensão limite de resistência (σr) e a máxima

deformação (εmáx).

TAB. 4.6 - Propriedades obtidas a partir do ensaio de tração.

Propriedade Curva de engenharia Curva verdadeira

CP sem solda CP com solda CP sem solda CP com solda

σy 0,2% (MPa) 318 266 318 266

E (GPa) 190 186 190 186

σr (MPa) 775 560 1200 729

εmáx (%) 56 36 49 32

As mesmas propriedades mecânicas em tração uniaxial especificadas pelo fabricante

(Aperam South American), são apresentadas na TAB. 4.7.

127

TAB. 4.7 - Propriedades mecânicas do aço inoxidável austenítico 304L – curva

tensão versus deformação de engenharia (Aperam South American).

Propriedades Valores iniciais Valores mínimos Valores máximos

σe 0,2% (MPa) 316 240 370

σr (MPa) 671 580 750

εmáx (%) 55 50 67

Observa-se que os valores das propriedades mecânicas verificadas através do ensaio

de tração uniaxial, com CPs sem solda, encontram-se dentro da faixa de valores dado pelo

fabricante, conforme TAB. 4.7, em termos de tensão-deformação de engenharia e

próximo aos resultados tensão-deformação verdadeira para a menor taxa de carregamento

adotado por PAULA, et al. (2012), conforme TAB. 4.8.

TAB. 4.8 – Propriedades mecânicas da literatura obtidas por meio de tração uniaxial –

curva tensão versus deformação verdadeira.

Autor σe 0,2% (MPa) σr (MPa) εmáx (%)

PAULA et al. (2012) 284 1225 50,3

Pressupõe-se que a redução dos valores das propriedades mecânicas do corpo de

prova com solda, em comparação com o corpo de prova sem solda, deva-se à união de

dois fatores: a microestrutura formada na região da solda e ao concentrador de tensão

formado pela geometria da solda.

A microestrutura bruta de solidificação em comparação com a microestrutura de

grãos equiaxiais de materiais com mesma composição química apresenta menor

ductilidade. Além da descontinuidade microestrutural da zona de transição, que pôde ser

observada nas FIG. 4.14 a FIG. 4.18. Fato também relatado por SHOJAATI e

BEIDOKHTI (2017), que ao ensaiar corpos de tração compostos metal base 316L e solda

ER2209, observou que a descontinuidade microestrutural da solda (com maior teor de

ferrita adjacente à interface da solda e menor quantidade de ferrita no centro da solda)

teve um efeito prejudicial em suas propriedades mecânicas.

Como o reforço da solda não foi retirado, ele se torna um concentrador de tensões,

ao incrementar, localmente, a espessura do CP de forma não linear. As fotografias das

128

rupturas dos CPs com solda são apresentadas na

FIG. 4.25, como pode-se observar uma das três rupturas ocorreram próximas da linha

de fusão.

FIG. 4.25 – Fotografia dos CPs com solda após o ensaio de tração uniaxial até a

ruptura.

Com o auxílio de um ferritoscópio acoplado ao CP durante o ensaio de tração, foi

possível plotar a curva de tensão versus tempo em função da fração de martensita gerada

durante um novo ensaio conduzida até um nível de tensão anterior a estricção. Na FIG.

4.26 é mostrada a referida curva para um CP sem solda e a FIG. 4.27 para um CP com

solda. É importante ressaltar que o ferritoscópio apenas mede a fração de fases

magnéticas, no caso em questão, de estruturas CCC, assim o tipo de martensita medido

foi α’.

129

FIG. 4.26 - Gráfico tensão x tempo em função da fração de martensita para um CP

sem solda.

130

FIG. 4.27 - Gráfico tensão x tempo em função da fração de martensita para um CP

com solda.

Para melhor entender a diferença da fração de martensita entre os CPs sem e com

solda, foi plotado o gráfico da FIG. 4.28.

FIG. 4.28 – Gráfico fração de martensita versus tempo dos CPs sem e com solda.

131

Os valores iniciais (antes de iniciar os ensaios) e referentes à deformação equivalente

de 3% da fração de martensita encontram-se na TAB. 4.9. As frações de martensita

referentes à 3% de deformação equivalente, condição na qual foram extraídas as amostras

de tração uniaxial, são de 0,35% e 0,74%, respectivamente, para os corpos de prova sem

e com solda. As micrografias em SE e mapas de EBSD dessas amostras serão

apresentados no item 4.2.3 e os resultados de microdureza são apresentados no item

4.2.3.6. Os resultados para as amostras de flexão em três pontos serão correlacionados

com os de tração uniaxial nos itens em que forem apresentados os resultados de

micrografia de SE, mapas de EBSD e resultados de microdureza.

TAB. 4.9 – Frações de martensita antes do ensaio e em 3% de deformação

equivalente.

CP Deformação (%) Tensão (MPa) Fração de martensita (%)

Sem solda 0 0 0,29

3 407 0,35

Com solda 0 0 0,42

3 302 0,74

Observa-se que o gráfico da fração de martensita versus tempo possui três regiões

com comportamentos em forma: similar a um patamar, crescente não linear e crescente

linear. Os dados dessas regiões são detalhados na TAB. 4.10. A região similar ao patamar

está entre os tempos de 0 a 500s, cuja fração final de martensita é igual a 0,46% para os

dois tipos de CPs. Verifica-se que as tensões verdadeiras são 315 MPa e 255 MPa e as

deformações verdadeiras são de 0,46% e 0,8%, respectivamente, para os corpos de prova

sem e com solda. Essas tensões possuem valores muito próximos às tensões de

escoamento obtidas, conforme TAB. 4.6. Neste trecho inicial (patamar), apesar da curva

do CP com solda aparecer acima da curva do CP sem solda, na FIG. 4.28, observa-se que

no progresso da deformação que a fração de martensita formada é maior no CP sem solda

do que no com solda, ao comparar os valores superiores a 500 s, na TAB. 4.10, com os

valores iniciais na TAB. 4.9.

A região com comportamento crescente não linear inicia entre os tempos de 500 a

700 s para o CP sem solda, cujas tensão e deformação verdadeira são, respectivamente,

383 MPa e 2,2 %; e inicia entre 500 a 868 s para o corpo de prova com solda, cujas tensão

e deformações verdadeiras são, respectivamente, 325MPa e 7,6%. Verifica-se que as

132

tensões verdadeiras são, aproximadamente, de 20 a 22% maiores que a tensão de

escoamento de cada CP. Interessante observar que, para ambos os CPs, a fração de

martensita varia de 0,46% a 1,00%.

A região com comportamento crescente linear compreende-se acima de 1,00% de

fração de martensita. Interrompeu-se os gráficos nas tensões equivalentes à deformação

verdadeira de 9,3%. Para o CP sem solda, o tempo final foi de 1345s, sob uma tensão de

537 MPa e uma fração final de martensita de 4,6%. Já o CP com solda, o tempo final foi

de 1398s, sob uma tensão de 410 MPa e uma fração final de martensita de 2,6%.

TAB. 4.10 – Dados reunidos das curvas de tensão versus deformação verdadeira

junto com a fração de martensita.

Forma CP Tempo (s) σv (MPa) εv (%) % M

Patamar sem solda 500 315 0,46 0,46

com solda 500 255 0,8 0,46

Crescente não

linear

sem solda 700 383 2,2 1

com solda 868 325 4,1 1

Crescente linear sem solda 1345 537 9,3 4,6

com solda 1398 410 9,3 2,6

PAULA et al. (2012) realizou ensaio de tração uniaxial com o ferritoscópio acoplado,

com corpos de prova do aço 304L, na forma de chapa laminada a frio e recozida, com 1

mm de espessura e velocidade de deformação de 3 mm/min, os resultados obtidos para as

amostras IN-L4 e IN-L6 são apresentados na TAB. 4.11.

TAB. 4.11 – Frações inicial e final de martensita, em função da tensão verdadeira

de parada (parada) no ensaio de ensaio de tração uniaxial com ferritoscópio

acoplado a corpos de prova do aço 304L, realizado por PAULA et al. (2012).

Amostra σparada(MPa) % M inicial % M final

IN-L4 462,1 MPa 0,58 0,90

IN-L6 588,0 MPa 0,45 1,76

Comparando os resultados obtidos da amostra IN-L4 com os corpos de prova sem e

com solda da região crescente não linear, observa-se que obteve-se valores próximos de

fração de martensita para tensões verdadeiras finais inferiores. Comparando os resultados

de IN-L6 com os corpos de prova sem e com solda da região crescente linear, observou-

133

se que se obteve frações de martensita maiores, sob tensões verdadeiras inferiores. Em

suma, no presente estudo sob uma velocidade de deformação menor (1 mm/min) e uma

espessura de CP maior (12,8 mm), obteve-se resultados similares ou superiores, com

tensões verdadeiras finais inferiores.

134

4.2.2 FLEXÃO EM TRÊS PONTOS

Com os dados colhidos durante o ensaio, foi possível plotar a curva tensão versus

deformação, para os CP com e sem solda, conforme mostrado na FIG. 4.29.

FIG. 4.29 – Gráfico tensão versus deformação de engenharia dos CPs com e sem

solda, obtido do ensaio de flexão.

Como se pôde observar na FIG. 4.29, a curva tensão versus deformação resultante do

ensaio realizado com o corpo de prova com solda encontra-se abaixo da curva tensão

versus deformação resultante do ensaio realizado com o corpo de prova sem solda. Na

TAB. 4.12 são mostradas os limites de escoamento obtidos (σy) por meio dos gráficos da

FIG. 4.29.

TAB. 4.12 - Propriedades obtidas a partir do ensaio de flexão.

CP σy (MPa) E (GPa)

Sem solda 323 169

Com solda 252 124

Observa-se que os limites de escoamento obtidos nos ensaios de flexão em três

pontos encontram-se dentro da faixa de valores dado pelo fabricante, conforme TAB. 4.7.

135

Verifica-se que, assim como ocorreu na tração uniaxial, os valores obtidos das

propriedades mecânicas do CP com solda são inferiores ao CP sem solda. As causas, por

tal decréscimo, também se pressupõem que sejam devido a microestrutura da solda (tanto

a microestrutura bruta de solidificação da solda, quanto a descontinuidade microestrutural

entre a solda e o metal base) e a descontinuidade geométrica causada pelo cordão de solda

(o qual, localmente, incrementa de forma não linear a espessura do CP).


Nesta seção são apresentados os resultados referentes as caracterizações

microestruturais e mecânicas das condições em estudo após as amostras terem sido

submetidas as solicitações mecânicas por tração uniaxial e flexão em três pontos com

nível baixo de deformação plástica.

4.2.3.1 AMOSTRA TRAÇÃO SEM SOLDA

As micrografias da amostra tração sem solda são apresentadas nas FIG. 4.30 a FIG.

4.33. A posição da espessura 3/4 (ponto 3) é equivalente à posição da espessura de 1/4

(ponto 1).

136

(a) (b)

FIG. 4.30 - Micrografia do AIA 304L da amostra tração sem solda, posição 1,

aumento de 1000x, obtida por meio do detector de elétrons secundários do MEV,

em (a). Em (b) os pontos de análise da seção.

FIG. 4.31 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra tração sem solda, posição 1,

aumento de 100x, em (a) fase CFC, em (b) fase CCC, (c) triângulo de orientação

das fases CFC e CCC, em (d) fase HC e em (e) triângulo de orientação da fase HC.

137

(a) (b)

FIG. 4.32 - Micrografia do AIA 304L da amostra tração sem solda, posição 2,



FIG. 4.33 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra tração sem solda, posição 2,



138

Nas micrografias das FIG. 4.30 e FIG. 4.32, verificou-se um aumento considerável

na formação de martensita dos dois tipos, além do mais é possível ver a transição da

martensita ε→α’. Ratificado pelos mapas de EBSD das FIG. 4.31 e FIG. 4.33. Notou-se

que a formação de martensita foi mais intensa em ¼ do que em ½.

4.2.3.2 AMOSTRA TRAÇÃO COM SOLDA

As micrografias referentes ao metal base da amostra tração com solda são mostradas

nas FIG. 4.34 a FIG. 4.37.

(a) (b)

FIG. 4.34 - Micrografia do AIA 304L da amostra tração com solda, posição 1,



139

(a) (b)




FIG. 4.36 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra tração com solda, posição 2,



140

(a) (b)




Nas micrografias relacionadas com o metal base, FIG. 4.34, FIG. 4.35 e FIG. 4.37,

verificou-se a formação dos dois tipos de martensita (α’ e ε), ratificada pela presença de

estruturas CCC e HC no mapa de EBSD da FIG. 4.36.

As micrografias referentes à interface da ZTA com a zona de transição da amostra

tração com solda são mostradas nas FIG. 4.38 a FIG. 4.43.

(a) (b)

FIG. 4.38 - Micrografia da zona de transição da amostra tração com solda, posição

4, aumento de 1000x, obtida por meio do detector de elétrons secundários do MEV,


141




(a) (b)




142




(a) (b)




143




As micrografias referentes à zona fundida da amostra tração com solda são mostradas

nas FIG. 4.44 a FIG. 4.46.

(a) (b)

FIG. 4.44 - Micrografia da zona fundida da amostra tração com solda, posição 7,



144




(a) (b)

FIG. 4.46 - Micrografia da zona fundida da amostra tração com solda, posição 8,



145

As micrografias da zona de transição e da zona fundida, FIG. 4.38, FIG. 4.40, FIG.

4.42, FIG. 4.44 e FIG. 4.46, tiveram uma presença muito tímida de martensita α’. Porém

nos mapas de EBSD das FIG. 4.39, FIG. 4.41, FIG. 4.43 e FIG. 4.45, verificou-se a

formação de martensita dos tipos α’ e ε.

4.2.3.3 AMOSTRA FLEXÃO SEM SOLDA

As micrografias da amostra flexão sem solda são apresentadas nas FIG. 4.47 a FIG.

4.52.

(a) (b)

FIG. 4.47 - Micrografia do AIA 304L da amostra flexão sem solda, posição 1,



146

FIG. 4.48 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra flexão sem solda, em ¼ de

espessura (posição 1), aumento de 100x, em (a) fase CFC, em (b) fase CCC, (c)

triângulo de orientação das fases CFC e CCC, em (d) fase HC e em (e) triângulo de

orientação da fase HC.

(a) (b)




147

FIG. 4.50 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra flexão sem solda, posição 2,



(a) (b)




148

FIG. 4.52 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra flexão sem solda, posição 3,



Em comparação com as micrografias da amostra CR, as FIG. 4.29, FIG. 4.26, FIG.

4.51, não apresenta muita diferença da condição de flexão sem solda. Percebe-se somente

vestígios quanto a presença de martensita α’, com aparentemente maior fração em ¾ de

espessura (tração na flexão). As imagens apresentaram alguns arranhões e que não foram

observados nos mapas de IPFX, FIG. 4.23 (b), FIG. 4.27 (b) e FIG. 4.52(b), nem quanto

a presença de estruturas CCC dentro dos grãos austeníticos, mas foi observado pontos

uniformemente distribuídos na imagem, tratando de martensitas do tipo α’. Então a

martensita que aparece é consequência da preparação metalográfica. Também nota-se o

surgimento de estruturas HC, nos mapas de IPX, FIG. 4.23 (d), FIG. 4.27 (d) e FIG.

4.52(d) com pontos uniformemente distribuídos ao longo da imagem. Trata-se de

estruturas martensíticas do tipo ε.

149

4.2.3.4 AMOSTRA FLEXÃO COM SOLDA

As micrografias referentes ao metal base da amostra flexão com solda são mostradas

nas FIG. 4.53 a FIG. 4.56.

(a) (b)

FIG. 4.53 - Micrografia do AIA 304L da amostra flexão com solda, posição 1,



(a) (b)




150

FIG. 4.55 - Análise de EBSD, IPFX, na amostra flexão com solda, posição 2,



(a) (b)




151

Observou-se um aumento no percentual de martensita nas três regiões analisada ao

longo da espessura, tanto através dos mapas de EBSD quanto através das micrografias.

Em ¼ de espessura (compressão da flexão), FIG. 4.53, e ¾ (tração da flexão), FIG.

4.57, observou-se a presença de agulhas bem finas de martensita ε e lentes não muito

grandes de martensita α’. Sendo que a região de ¾ apresentou um pouco a mais do que a

região de ¼ de espessura.

Em ½ de espessura, FIG. 4.54, verificou-se um aumento na presença de martensita

α’. Como há um acréscimo de altura na seção transversal devido ao depósito de solda, a

linha neutra não passa mais no meio da espessura da chapa. Havendo um incremento de

tensão neste ponto, justificando o aumento de martensita. Verificou-se nos mapas de

EBSD, FIG. 4.56, pontos uniformemente distribuídos de estruturas CCC e HC,

representando estruturas martensíticas refinadas dos tipos α’ e ε.

As micrografias referentes à interface da ZTA com a zona fundida da amostra flexão

com solda são mostradas nas FIG. 4.56 a FIG. 4.62.

(a) (b)

FIG. 4.57 - Micrografia da ZTA + zona de transição da amostra flexão com solda,

posição 4, aumento de 1000x, obtida por meio do detector de elétrons secundários

do MEV.

152




(a) (b)



do MEV.

153




(a) (b)



do MEV.

154




Na interface da ZTA com a zona de transição, não se observou formação de

martensita na posição 4 através da micrografia da FIG. 4.57, apesar de apresentar

evidências de martensita pelos mapas de EBSD da FIG. 4.58. Talvez pelo fato de estar

próxima à linha neutra, a qual se tornou mais próxima do ponto 4 devido o reforço da

solda. Observou-se nas micrografias das posições 5 e 6, FIG. 4.59 e FIG. 4.61, uma mais

intensa formação de martensita ε, ratificada pelo mapas de EBSD das FIG. 4.60 e FIG.

4.62. Talvez, por estarem na zona de tração da flexão.

As micrografias referentes à a zona fundida da amostra flexão com solda são

mostradas nas FIG. 4.63 a FIG. 4.65.

155

(a) (b)

FIG. 4.63 - Micrografia da zona fundida da amostra flexão com solda, posição 7,

aumento de 1000x, obtida por meio do detector de elétrons secundários do MEV.




156

(a) (b)

FIG. 4.65 - Micrografia da zona fundida da amostra flexão com solda, posição 8,

aumento de 1000x, obtida por meio do detector de elétrons secundários do MEV.

Já na zona fundida, as micrografias das FIG. 4.31 e FIG. 4.33 não apresentaram

nenhum tipo de martensita, apesar do mapa de EBSD, FIG. 4.32 (d) evidenciar martensita

refinada do tipo ε.

4.2.3.5 EBSD – RESULTADOS COMPLEMENTARES

Um dos resultados que podem ser extraídos das análises feitas por meio do detector

de EBSD, são os ângulos dos contornos de grãos. Ao analisar individualmente cada

amostra por área, observou-se que os ângulos não variavam se a amostra possuía ou não

solda e/ou se tinha sido ensaiada ou não. Por este motivo, na TAB. 4.13 é mostrado a

média e o respectivo desvio padrão dos ângulos dos contornos dos grãos por área: metal

base (MB), ZTA + zona de transição (ZT) e zona fundida (ZF). Em azul mais forte, a

maior porcentagem, e azul mais claro, a segunda maior porcentagem de grãos com

determinada faixa de ângulo. Foi separada a faixa entre 59,5º a 60,5º pelo fato dos

contornos de macla serem em torno de 60º.

157

TAB. 4.13 – Média dos ângulos dos contornos dos grãos obtidos por meio do EBSD

(MB = Metal Base, ZT = ZTA + Zona de Transição e ZF = Zona Fundida).

Observa-se de um modo geral, que todas as amostras possuíam um contorno de alto

ângulo (acima de 15º). Para o MB, verifica-se que a grande maioria dos grãos possuem

ângulos entre 15 e 59,5º; e que 7,39% dos grãos possuem maclas. Também se verifica

que a maioria dos grãos da ZT e da ZF possuem alto ângulo e que, em ambas áreas, a

segunda maior população possuem ângulos de contornos em baixo ângulo (abaixo de

15º).

Verificou-se maior quantidade de martensita no MB e depois em ZT e muito pouco

na ZF.

4.2.3.6 ENSAIOS MECÂNICOS DE MICRODUREZA INSTRUMENTADA

O ensaio de microdureza instrumentada é de simples execução e rico em resultados

que possibilitam correlacionar as propriedades mecânicas aos aspectos microestruturais

de materiais metálicos.

De forma geral, foi observada a formação de martensita quando a indentação era

executada na matriz austenítica, conforme FIG. 4.66.

158

FIG. 4.66 - Formação de martensita após o ensaio de ultramicrodureza na matriz

austenítica - amostra FLEXÃO a 3-4E (a) antes e (b) depois.

A escolha dos grãos para as indentações foi aletória, apenas fixou-se a posição da

espessura (1/4, 1/2 e 3/4) e se realizou apenas duas medições em linha na direção normal

(espessura) em pontos específicos em relação a linha central da solda e a 5 mm de

distância desta. Alteração microestrutural heterogênea verificada neste trabalho foi a

formação de martensita não uniforme ao longo da seção. Assim, tem-se locais sem e

locais com martensita. Se a indentação caiu em um local sem martensita, seus resultados

tendem a ser similares às amostras padrão. Caso contrário, apresentaram alguma

diferença. Um exemplo do ocorrido é mostrado na FIG. 4.67.

FIG. 4.67 - Indentações 3 a 6, em ½ de espessura, na amostra tração sem solda.

159

4.2.3.6.1 DUREZA BERKOVICH (HT-115)

Os valores médios da dureza Berkovich nas amostras, nas direções referentes a ¼, ½

e ¾ da espessura, são mostrados na FIG. 4.68.

FIG. 4.68 - Dureza Berkovich das amostras cujas indentações foram realizadas na

direção de laminação.

A seguir, as amostras são analisadas quanto à dureza Berkovich.

Amostra CR e soldada: na amostra soldada, as indentações feitas nas espessuras de

¼ e ½ se localizaram na região do metal base. Em comparação com os valores obtidos

nas espessuras de ¼ e ½ da amostra CR, verifica-se que os valores da dureza Berkovich

são muito próximos, permitindo concluir que o processo de soldagem não chegou a alterar

significativamente o material além da zona fundida, como já era esperado. Na amostra

soldada, as indentações na espessura de ¾ foram realizadas dentro da solda. Em

comparação com os valores obtidos na espessura de ¾ da amostra CR (dentro do metal

base), verifica-se que a dureza Berkovich no AID ER2209 é superior que o do AIA 304L.

Como fora observado nos ensaios de tração uniaxial, nas FIG. 4.23, FIG. 4.24 e TAB.

4.6, a deformação final do CP com solda foi inferior ao CP sem solda. Tal redução de

(N/m

m²)

160

ductilidade deve-se provavelmente a um endurecimento da zona fundida em relação ao

metal base, o que contribui para restringir a capacidade de extensão de deformação

plástica do corpo de prova.

Amostra flexão sem solda: comparando seus resultados com a amostra CR, verifica-

se que, praticamente, não há alteração microestrutural significante devido ao esforço de

flexão. A espessura de ½ apresenta maior dispersão do erro, caracterizando uma alteração

microestrutural heterogênea. As espessuras de ¼ e ¾ são equivalentes entre si, devido a

pequena alteração microestrutural sofrida.

Amostra flexão com solda: em comparação com a amostra soldada, verificou-se que

não há, praticamente, diferença da propriedade na espessura de ¾, pelo fato das

indentações terem sido realizadas na zona fundida. Já nas espessuras de ½ e ¼ houve uma

pequena alteração na propriedade, conforme pode ser ratificado pelas alterações

microestruturais vistas nas micrografias das FIG. 4.53 e FIG. 4.54, respectivamente. A

espessura de ½ na amostra de flexão com solda não está sobre sobre a linha neutra

geométrica, devido o aumento da altura da seção pelo reforço da solda, com isso

apresentando um pequeno nível de tensão, justificando sua alteração microestrutural e um

acréscimo de 9% na dureza. Como o nível de tensão em ¼ foi superior que em ½, teve o

valor da dureza acrescido em 18%.

Amostra de tração sem solda: em comparação com a amostra CR, verificou-se que

não houve alteração da propriedade na espessura de ½, devido à uma alteração

microestrutural heterogênea. A espessura de ¼ apresentou um aumento de cerca de 16%

na propriedade.

Amostra de tração com solda: em comparação com a amostra soldada, verificou-se

que não houve alteração da propriedade na espessura de ¾, como já fora explicado, as

alterações microestruturais na ZF foram irrelevantes. Já a espessura de ½ apresentou um

aumento na dureza de aproximadamente 23%, fato que pode ser unido ao aumento de

martensita verificado nas na FIG. 4.35. O aumento da propriedade também ocorreu na

espessura de ¼, em cerca de 18%, o que também pode associado à transformação

martensítica mostrada nas FIG. 4.35.

De forma geral: verifica-se que a propriedade de dureza das amostras apresenta

pequenas variações, mesmo comparando entre os diferentes aços utilizados e as diferentes

espessuras. O máximo valor de dureza Berkovich encontrado foi de 263,32 N/mm2,

enquanto o mínimo de 119,12 N/mm2. Onde não foi constatado o aumento da dureza,

verificou-se nas microestruturas que a transformação martensítica foi nula ou muito

161

pequena. Enquanto, onde teve o acréscimo de dureza, teve transformação martensítica

visível. O resumo dos resultados das amostras sem solda e com solda encontram-se nas

TAB. 4.14 e TAB. 4.15, respectivamente.

TAB. 4.14 - Resumo dos resultados da dureza Berkovich para as amostras sem

solda.

FLEXÃO SEM SOLDA CR TRAÇÃO SEM SOLDA

Dentro da faixa do erro 3/4 -

Dentro da faixa do erro 1/2 Dentro da faixa do erro

Dentro da faixa do erro 1/4 ↑ 16%

TAB. 4.15 - Resumo dos resultados da dureza Berkovich para as amostras com

solda.

FLEXÃO COM SOLDA SOLDADA TRAÇÃO COM SOLDA

Dentro da faixa do erro 3/4 Dentro da faixa do erro

↑ 9% 1/2 ↑ 23%

↑ 18% 1/4 ↑ 18%

Os valores da dureza Berkovich nas amostras com solda, nas direções L0 e L5, são

mostrados nas FIG. 4.69 e FIG. 4.70, respectivamente.

De maneira geral: assim como ocorreu com as medidas feitas nas espessuras de ¾,

½ e ¼, verifica-se pequena variação na propriedade da dureza Berkovich tanto na direção

L0 quanto na direção L5. O máximo valor de dureza encontrado foi de 254,76 N/mm2 e

o mínimo foi de 177,35 N/mm2. Observa-se uma certa equidade de valores na amostra

soldada até a indentação 8, cuja medida se encontra no metal base pouco antes do ponto

máximo de penetração da solda. A partir da indentação 9 verifica-se uma flutuação de

valores uma vez que se começa a entrar na ZTA + zona de transição e posteriormente na

zona fundida, onde há grande variação microestrutural. Essa mesma variação também

ocorre com as amostras que passaram por ensaios mecânicos que além de possuírem

variação microestrutural causada pelo processo de soldagem, possuem a variação da

transformação martensítica, que ocorre de forma heterogênea no material.

162

FIG. 4.69 - Dureza Berkovich na direção L0.

FIG. 4.70 - Dureza Berkovich na direção L5.

(N/m

m²)

(N

/mm

²)

163

4.2.3.6.2 MÓDULO DE INDENTAÇÃO EIT

Os valores médios do módulo de indentação (Eit) das amostras, nas direções

referentes a ¼, ½ e ¾ da espessura, são mostrados na FIG. 4.71.

FIG. 4.71 – Módulo de indentação das amostras cujas indentações foram

realizadas na direção de laminação.

Amostra CR e soldada: assim como ocorreu na dureza Berkovich, verifica-se

equidade da propriedade nas espessuras de ¼ e ½, permitindo concluir que o processo de

soldagem não chegou a alterar significativamente o material. Também se nota uma

diferença do módulo de elasticidade na espessura de ¾, por estar dentro da zona fundida.

Flexão sem solda: em comparação com a amostra CR, verificou-se um aumento

significativo da propriedade nas três espessuras. Na espessura de ¾, notou-se um aumento

no módulo de elasticidade de cerca de 2127,8%. Na espessura de ½, verificou-se um

aumento na propriedade em torno de 887,3%. Por fim, na espessura de ¼, verificou-se

um aumento na propriedade em torno de 1532,6%. Os valores são coerentes, pois na

região de tração, há maior TM que na região de compressão. A meia espessura, linha

neutra geométrica, mostra-se que não é a linha neutra na prática. Apesar das micrografias

(N/m

m²)

164

das três espessuras apresentarem baixa quantidade de martensita, quando se analisou os

mapas de IPFX (EBSD) observou-se uma distribuição uniforme de pontos de estruturas

CCC e HC, conforme FIG. 4.48 b e d, respectivamente. Essas estruturas evidenciadas no

EBSD, tratam-se de estruturas martensíticas muito refinadas, as quais também

influenciam na propriedade.

Flexão com solda: em comparação com a amostra soldada, verifica-se equidade na

propriedade na espessura de ½. Na espessura de ¼, verifica-se um aumento na

propriedade em cerca de 521,6%. Na espessura de ¾, notou-se uma redução da

propriedade em 77,39%. Essa redução pode ser atribuída ao efeito aleatório de escolha

do local das indentações numa matriz bifásica, ou seja, em uma amostra fez-se

indentações em um local com mais austenita e na outra amostra em locais com mais

ferrita. Em todas as espessuras, verificou-se a formação de martensita nas micrografias,

sendo mais presente a martensita α’ em ½, e a TM um pouco menor em ¼ e ¾, cujas

martensitas foram dos dois tipos (α’ e ε’). Ao olhar os mapas de IPFX das amostras,

também verificou-se uma distribuição uniforme de estruturas CCC e HC, evidenciando

martensitas refinadas.

Tração sem solda: em comparação com a amostra CR, verificou-se um aumento na

propriedade nas duas espessuras. Na espessura de ½, o aumento ficou em torno de

836,7%, verifica-se nas análises de SE, uma alteração microestrutural heterogênea. Na

espessura de ¼, ficou em torno de 1944,33% e na análise micrográfica verifica-se uma

transformação microestrutural homogênea. Em ambos os casos, os mapas de IPFX

evidenciaram uma distribuição uniforme de pontos de estruturas CCC e HC, tratando-se

de estruturas martensíticas refinadas.

Tração com solda: em comparação com a amostra soldada, verificou-se um aumento

na propriedade nas três espessuras. Na espessura de ¾, o aumento ficou em torno de

70,4%. Na espessura de ½, o aumento ficou em torno de 544,1%, a alteração

microestrutural foi heterogênea. Por fim, na espessura de ¼, o aumento ficou em torno de

833,7%. Nas três espessuras, as micrografias revelaram martensita dos tipos α’ e ε, e os

mapas de IPFX evidenciaram uma distribuição uniforme de pontos de estruturas CCC e

HC, tratando-se de estruturas martensíticas refinadas.

De forma geral nas amostras com solda: observa-se a baixa dispersão dos pontos (as

barras de erro Y são bem pequenas), fato que pode ser atribuído ao módulo de elasticidade

não variar muito, pois é medido no regime elástico. Verifica-se que a grande influência

da martensita refinada e pouca influência da martensita observada nas micrografias. O

165

resumo dos resultados das amostras sem solda e com solda encontram-se nas TAB. 4.16

e TAB. 4.17, respectivamente.

TAB. 4.16 - Resumo dos resultados do módulo de indentação para as amostras sem

solda.

FLEXÃO SEM SOLDA CR TRAÇÃO SEM SOLDA

↑ 2127,8% 3/4 -

↑ 887,3% 1/2 ↑ 836,7%

↑ 1532,6% 1/4 ↑ 1944,3%

TAB. 4.17 - Resumo dos resultados do módulo de indentação para as amostras com

solda.


↓ 77,4% 3/4 ↑ 70,4%

Dentro da faixa de erro 1/2 ↑ 544,1%

↑ 521,6% 1/4 ↑ 833,7%

Os valores do módulo de indentação nas amostras com solda, nas direções L0 e L5,

são mostrados nas FIG. 4.69 e FIG. 4.70 respectivamente.

Amostra soldada: verifica-se uma equidade da propriedade até a indentação 7, muito

próxima à espessura de ½, medidas realizadas dentro do metal base, com uma média de

valores de 119200 N/mm2. Há um aumento da propriedade nas indentações 8 e 9, onde

se começa a sair do metal base e entrar na zona de transição. Uma paridade entre 9 e 10,

dentro da zona de transição, com valor próximo a 167800 N/mm2. Por fim, um decréscimo

até a indentação 16, cujo valor é 88080 N/mm2, dentro da zona fundida.

166

FIG. 4.72 - Módulo de indentação (Eit) das amostras com solda na direção L0.

Amostra flexão com solda: verifica-se uma baixa variação da propriedade, como se

existissem dois patamares muito próximos. O primeiro da indentação 1 a 5, entre as

espessuras de ¼ e ½, dentro do metal base, com um valor médio de 24692 N/mm2. O

segundo patamar entre as indentações 6 e 16, da espessura de ½ até próximo ao topo da

solda, com um valor médio de 15655 N/mm2.

Amostra de tração com solda: observa-se um incremento no valor da propriedade

entre as indentações 1 e 13, início do metal base até o meio da solda, com os valores

variando entre 28460 a 144300 N/mm2. Entre as indentações 14 a 17, do meio ao topo da

solda, um declínio no valor da propriedade, variando entre 141000 a 115600 N/mm2.

(N/m

m²)

167

FIG. 4.73 - Módulo de indentação (Eit) das amostras com solda na direção L5.

Amostra soldada: verifica-se uma equidade da propriedade entre as indentações 1 a

7, as quais estão dentro do metal base antes do máximo ponto de penetração da solda,

com uma média de valor de 110900 N/mm2. Há um incremento da propriedade entre as

indentações 8 a 10, zona de transição ao início do metal base, entre os valores de 116600

a 123100 N/mm2. Por fim, um decréscimo quase em patamar entre as indentações 11 a

13, dentro da zona fundida, com uma média de 108833 N/mm2.

Amostra flexão com solda: assim como ocorreu em L0, verifica-se uma baixa

variação da propriedade, como se existissem dois patamares muito próximos. O primeiro

da indentação 1 a 5, entre as espessuras de ¼ e ½, dentro do metal base, com um valor

médio de 6855. O segundo patamar entre as indentações 6 e 14, da espessura de ½ até

próximo à solda, com um valor médio de 2195.

Amostra tração com solda: verifica-se um incremento da propriedade da primeira até

a última indentação, variando entre 15510 a 77930 N/mm2, com excessão do ponto 10, o

qual encontra-se na zona de transição, cujo valor é de 13270 N/mm2. Tal fato deve-se à

heterogeneidade da mudança microestrutural.

De forma geral nas amostras com solda: verifica-se que o módulo de indentação é

maior na amostra soldada, depois na amostra tração com solda e menor na amostra flexão

com solda. Verifica-se que tanto em L0 como em L5, a amostra soldada apresenta um

patamar entre as indentações 1 a 7, um incremento entre 8 a 10 e um decréscimo nas

(N/m

m²)

168

últimas indentações. Já amostra flexão com solda, apresenta dois patamares muito

próximos, o primeiro entre as indentações 1 a 5 e outro, com uma média um pouco menor,

nas últimas indentações. Por fim, na amostra tração com solda, apresenta um incremento

entre as indentações 1 a 13 (ou 14) e um decréscimo nas últimas indentações.

As regiões de incremento do módulo de indentação, tanto da amostra soldada quanto

da amostra tração com solda encontram-se no metal base e na zona fundida dentro do

metal base, onde há mistura dos dois aços. O decréscimo do módulo de elasticidade

encontra-se onde há apenas aço inoxidável duplex. Talvez onde ocorreu o incremento dos

valores desta propriedade, na amostra tração com solda, deva-se à transformação

martensítica que também ocorreu na zona de transição e um pouco na zona fundida onde

continha mais austenita. Os resumos dos resultados das amostras com solda, nas direções

L0 e L5, são apresentados nas TAB. 4.18 e TAB. 4.19.

TAB. 4.18 - Percentual do módulo de elasticidade na direção L0.

FLEXÃO COM SOLDA CR TRAÇÃO COM SOLDA

↓ 80% 1 ↓ 76%

↓ 79% 2 ↓ 72%

↓ 78% 3 ↓ 66%

↓ 79% 4 ↓ 62%

↓ 80% 5 ↓ 53%

↓ 88% 6 ↓ 46%

↓ 89% 7 ↓ 39%

↓ 90% 8 ↓ 43%

↓ 90% 9 ↓ 46%

↓ 90% 10 ↓ 36%

↓ 89% 11 ↓ 20%

↓ 89% 12 ↑ 6%

↓ 89% 13 ↑ 4%

↓ 87% 14 ↑ 16%

↓ 86% 15 ↑ 22%

↓ 83% 16 ↑ 39%

169

TAB. 4.19 - Percentual do módulo de elasticidade na direção L5.


↓ 94% 1 ↓ 86%

↓ 94% 2 ↓ 84%

↓ 94% 3 ↓ 81%

↓ 94% 4 ↓ 79%

↓ 94% 5 ↓ 77%

↓ 98% 6 ↓ 73%

↓ 98% 7 ↓ 69%

↓ 98% 8 ↓ 68%

↓ 98% 9 ↓ 66%

↓ 98% 10 ↓ 89%

↓ 98% 11 ↓ 53%

↓ 98% 12 ↓ 47%

↓ 98% 13 ↓ 39%

170

5 DISCUSSÃO

Segundo IBRAHIM, IBRAHIM e KHALIFA (2010) existem dois parâmetros

principais que controlam o mecanismo de deformação dos AIA e AID: a geração de falhas

de empilhamento durante a deformação e a formação de martensita induzida por

deformação. A energia de falha de empilhamento é determinada pela composição química

do material, sendo relatada como 18 mJ/m² para o metal base 304L. Realmente, o valor

encontrado para o 304L do presente trabalho, segundo a equação de Brofman (1979), foi

muito próximo, 17,25 mJ/m².

Também, foi relatado por NAVA e CASTILHO (2017), que para um valor de EFE,

próximo de 20 mJ/m², podia-se esperar TM dos tipos 𝛾 → 휀 ou 𝛾 → 𝛼´ junto com o

fenômeno de maclagem mecânica. Fato também observado no presente trabalho através

das micrografias de SE e mapas de EBSD das amostras após os ensaios mecânicos,

presentes no item 4.2.3. As maclas, além de serem vistas nas micrografias, sua presença

também foi atestada através de seus ângulos típicos (em torno de 60º), por meio de uma

quantificação feita pelo EBSD, descrita no item 4.2.3.5.

Além das martensitas, outros constituintes microestruturais também puderam ser

observados, os quais foram estimados pelo modo de solidificação. Por meio das equações

de KOTECKI e SIEWERT (1992), para o aço 304L foi encontrado o modo FA e para o

aço ER2209, o modo F. Segundo SHOJAATI e BEIDOKHTI (2017) e SOLTANI e

TAYEBI (2018), para o modo de solidificação FA, a solidificação se inicia pela fase da

ferrita delta e, imediatamente após há a nucleação da austenita devido a transformação

perieutética-eutética. A forma da fase da ferrita delta é muito instável, então ocorre a

transformação da ferrita em austenita. A progressão dessas transformações depende da

difusão entre as interfaces dessas fases. Assim, a austenita deve consumir grandes

quantidades de ferrita. Porém, devido à uma alta taxa de resfriamento após a soldagem e

a micro segregação de elementos estabilizadores de ferrita nas superfícies de reação final,

há a formação de uma ferrita remanescente no final do resfriamento. Uma pequena

quantidade de ferrita delta residual foi encontrada neste trabalho, evidenciada no

difratograma de Raios X, por meio do pico CCC (110) (FIG. 4.4), e confirmada nos mapas

de IPFX (EBSD) por meio de estruturas CCC encontradas entre os contornos dos grãos

da fase CFC (austenita), das amostras CR (FIG. 4.10 e

171

FIG. 4.11) e soldada (FIG. 4.16 e FIG. 4.17).

Por meio da macrografia, representada pela FIG. 4.5, pôde-se observar uma boa

geometria da solda. UNNIKRISHAN et al. (2014) observaram que tanto a largura quanto

a profundidade de penetração do depósito de solda aumentam com o aumento da energia

de entrada. A profundidade de penetração do presente trabalho é um pouco superior à

profundidade de penetração da amostra de alta entrada de calor (10HHI) dos autores,

porém a largura obtida foi inferior. No entanto, SOLTANI e TAYEBI (2018) observaram

que a presença do gás inerte reduz a largura da solda, devido a absorção de calor pelo gás.

Logo, supõem-se que a largura fora inferior devido ao gás de proteção utilizado. Verifica-

se que a seção transversal da solda é típica do gás de proteção argônio, conforme FIG.

2.18.

Foi verificada uma boa adesão entre os metais 304L e ER2209, além da boa

geometria da solda, o material composto por esses dois aços estava livre de porosidade e

trincas de solidificação. Na zona fundida mais próxima à ZTA do MB, observou-se uma

zona com características intermediárias composicional e estrutural entre o metal base e o

metal de adição, para facilitar sua identificação no presente trabalho, essa região foi

chamada de “zona de transição”, identificada como “B1”, nas FIG. 4.7, FIG. 4.14, FIG.

4.15 e FIG. 4.18. Verificou-se que tanto a ZTA quanto a zona de transição apresentou um

pequeno tamanho, cerca de 130 μm. Também foi observado, que a ZTA teve pouca

influência do ciclo térmico do processo de soldagem, apresentando apenas como

alterações um leve aumento no tamanho dos grãos e a coalescência dos sulfetos de

manganês (FIG. 4.7, FIG. 4.14, FIG. 4.15 e FIG. 4.18).

Comparou-se as amostras do presente trabalho em três grupos: CR versus soldada,

amostras padrão (CR e soldada) versus amostras ensaiadas e amostras ensaiadas versus

172

amostras ensaiadas. Comparando as amostras CR e soldada, concluiu-se que o processo

de soldagem não alterou significativamente o metal base, resultando em uma estreita zona

termicamente afetada (ZTA) de interface a uma zona fundida resultante da diluição entre

o metal base e metal de adição. Fato ratificado pelas micrografias (FIG. 4.7, FIG. 4.14,

FIG. 4.15 e FIG. 4.18) e resultados de microdureza instrumentada similares entre metal

base e ZTA.

Ao comparar as amostras padrão com as amostras ensaiadas, verificou-se como

diferença o surgimento de martensitas dos tipos ε e α’ e a transição delas ε→α’. Após os

ensaios de flexão e tração com deformação equivalente, observou-se por meio dos mapas

IPFX de EBSD, a formação de estruturas martensíticas dos tipos ε (estrutura HC) e α’

(estrutura CCC), de aspecto microestrutural típico do estágio inicial de deformação

plástica associado ao efeito TRIP.

Por meio dos mapas de EBSD, observou-se na zona de transição das amostras com

solda um aparente maior teor de austenita. Nas micrografias dessas áreas das amostras

que foram ensaiadas com deformação equivalente, verificou-se maior formação de

martensita (principalmente do tipo ε), equivalente ao metal base do entorno. Na zona

fundida, externa a diluição, quase não se verificou formação de martensita por imagens

de SE.

Ao comparar as amostras ensaiadas entre si, verificou-se que a diferença entre elas

era o percentual de martensita presente. Todas as amostras ensaiadas apresentaram

martensita refinadas dos tipos α’ e ε, nos mapas de EBSD. Para comparar os resultados

da micrografia, utilizou-se um método qualitativo. Para cada ponto analisado, utilizou-se

o critério de grau de observação: não observado (“-“), muito pouco, pouco, médio e muito.

O resumo dessa avaliação encontra-se na TAB. 5.1.

Como pôde ser visto na TAB. 5.1, de forma geral, nas amostras que sofreram flexão,

verificou-se um aparente teor um pouco maior de martensita nas áreas tracionadas. Nas

amostras tracionadas, verificou-se um maior teor de martensita nas áreas do metal base

em 1/4 de espessura. Destaque para a amostra tração sem solda, onde verificou-se forte

presença dos dois tipos de martensita individuais e a transição da martensita ε para a α’.

Nas amostras com solda, principalmente em flexão, verificou-se formação dos dois tipos

de martensita, praticamente, na mesma intensidade, tanto no metal base, como na ZTA,

como na zona de transição. Porém, em todas as amostras, não foi verificada TM na zona

fundida.

173

Tanto na tração uniaxial quanto na flexão de três pontos, as propriedades obtidas para

os corpos de prova com solda foram inferiores às obtidas para os corpos de prova sem

solda. Como relatado por SHOJAATI e BEIDOKTI (2017), os metais de solda

apresentam valores significativamente mais elevados na resistência à tração do que os

metais base. Porém, ao ensaiar corpos de tração compostos metal base 316L e solda

ER2209, a descontinuidade microestrutural da solda (com maior teor de ferrita adjacente

à interface da solda e menor quantidade de ferrita no centro da solda) teve um efeito

prejudicial em suas propriedades mecânicas; tendo um corpo de prova rompido na linha

de fusão desta solda.

174

TAB. 5.1 – Resumo qualitativo da presença dos tipos de martensita nas amostras

ensaiadas.

Amostra Zona Posição ε α' ε→α’ Conclusão

Tração

sem

solda

MB

1 Médio Pouco Muito

1≈3>2 2 Médio Pouco Médio

3 Médio Pouco Pouco

Tração

com

solda

MB

1 Muito pouco Pouco -

1>2>3 2 Muito pouco Pouco -

3 Muito pouco Muito pouco -

ZTA

+

ZT

4 Muito pouco Muito pouco -

4>5>6 5 - Muito pouco -

6 - Muito pouco -

ZF 7 - - -

- 8 - - -

Flexão

sem

solda

MB

1 - Muito pouco -

3>1>2 2 - Pouco -

3 - Pouco -

Flexão

com

solda

MB

1 - - -

1>3*1 2 Pouco Pouco -

3 Pouco Pouco -

ZTA

+

ZT

4 - - -

6>5>4 5 Médio Muito pouco -

6 Médio Muito pouco Muito

pouco

ZF 7 - - -

- 8 - - -

*1 – Como a micrografia do ponto 2 apresentou muita martensita resultante da preparação

metalográfica, não foi possível compará-la com os pontos 1 e 3.

Do gráfico de tração uniaxial com medida da fração de martensita, pode-se concluir

que as maiores tensões alcançadas durante o ensaio estão relacionadas com uma maior

formação de martensita nos estágios iniciais de deformação. O processo de soldagem,

175

mantendo o reforço, atuou de forma prejudicial, pois além de criar uma descontinuidade

microestrutural como já fora relatado, cria um concentrador de tensões, reduzindo a

resistência mecânica do conjunto.

Verificou-se pouca variação no valor médio da propriedade de dureza Berkovich.

Dentro dessa pequena variação, teve-se o acréscimo de dureza onde evidenciou a

transformação martensítica induzida pela penetração do indentator e constatado pelas

imagens de antes e após a indentação com auxílio da câmera do microscópio óptico do

microdurômetro. Onde não teve acréscimo na propriedade, verificou-se nula ou muito

pequena TM. Também há uma certa diferença entre os dois aços, a dureza Berkovich

sendo superior no ER2209 do que no 304L. Mesmo dentro de uma pequena variação, os

resultados mostraram uma grande dispersão, resultantes de uma alteração microestrutural

heterogênea.

O módulo de indentação apresentou baixa dispersão dos pontos, tendo em vista que

sua medição é feita na fase de descarregamento da indentação associada a retorno elástico

em função da modificação microestrutural local gerada pela indentação. Verifica-se

pouca influência da martensita formada com a indentação e grande influência das

martensitas pré-existentes (resultantes dos esforços de flexão ou tração), as quais estavam

uniformemente distribuídas nos mapas de EBSD. Verifica-se crescimento da propriedade

no metal base e na zona fundida onde há mistura dos dois aços (maior teor de austenita),

provavelmente devido à TM.

176

6 CONCLUSÕES

As conclusões abaixo referem-se as condições avaliadas na presente dissertação com

base no objetivo de avaliar a transformação martensítica induzida por deformação em

amostras sem e com solda após os ensaios de flexão e tração com deformação equivalente

de 3%.

A deposição do cordão de solda pelo processo de soldagem MIG não

alterou significativamente o metal base, em termos de ZTA formada. No entanto,

observou-se aparente maior teor de austenita na zona de diluição dentro da zona

fundida;

Após os ensaios de flexão e tração com deformação equivalente, observou-

se a formação de estruturas martensíticas refinadas dos tipos ε (estrutura HC) e α’

(estrutura CCC), de aspecto microestrutural típico do estágio inicial de deformação

plástica associado ao efeito TRIP;

Nas amostras que foram ensaiadas com deformação equivalente, verificou-

se maior formação de martensita (principalmente do tipo ε), equivalente ao metal

base do entorno. Por outro lado, na zona fundida, externa a diluição, quase não se

verificou formação de martensita por imagens de SE no MEV;

Verificou-se pouca variação no valor médio da propriedade de dureza

Berkovich. Mesmo dentro de uma pequena variação, os resultados mostraram uma

grande dispersão, resultantes de uma alteração microestrutural heterogênea. Onde

não teve acréscimo na propriedade, verificou-se nula ou muito pequena a TM. A

dureza Berkovich foi superior no aço ER2209 do que no 304L;

O módulo de indentação apresentou grande variação no valor da

propriedade e baixa dispersão de pontos. Verificou-se pouca influência da martensita

formada com a indentação e grande influência das martensitas pré-existentes

(resultantes dos esforços de flexão ou tração), as quais estavam uniformemente

distribuídas nos mapas de EBSD. Verificou-se incremento da propriedade no metal

base e na zona fundida onde há mistura dos dois aços (maior teor de austenita),

provavelmente devido à TM.

177

7 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS

Com base no trabalho realizado e resultados analisadas, sugere-se os seguintes

estudos complementares fazendo uso das ferramentas de MEV/SE/EBSD, espectroscopia

de Raios X por energia dispersiva (EDS) / MEV, microdureza instrumentada e

microdifração de Raios X:

- com uso de chapas de aço inoxidável austenítico de espessura distintas a avaliação

com a distintos níveis de deformação em flexão em três pontos quanto a ocorrência do

efeito TRIP, a temperatura ambiente, de modificações microestruturais, composicional,

mecânicas e tensão residual ao longo da espessura da chapa nas regiões de distintos

esforços;

- a partir de chapa de aço inoxidável austenítico revestida de aço inoxidável duplex,

de espessura fixa, sob solicitação de tração e flexão em três pontos em temperaturas

distintas (ambiente e sub-zero).

178

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183

9 ANEXOS

9.1 PRODUÇÃO MUNDIAL DE ACIARIA DE AÇO INOXIDÁVEL

TAB. 9.1 – Produção de aciaria de aços inoxidáveis (lingote/placa equivalente) em

1000 toneladas métricas (adaptado, ISSF, 2018).

País/região 2012 2013 2014 2015 2016 2017

Bélgica 1241 1298 1388

Bélgica/Áustria 1607 1672 1698

Finlândia 1078 1080 1216

Finlândia/Suíça/RU 2215 2327 2322

França 285 300 323 291 287 293

Alemanha 1313 1091 864 459 414 436

Itália 1696 1556 1457 1452 1421 1469

Espanha 844 855 945 979 7002 1003

Suíça 510 501 541

Reino Unido (RU) 294 257 295

Outros (UE) 195 211 223 165 157 156

União Europeia (UE) 7455 7147 7252 7169 7280 7377

EUA 1977 2030 2389 2346 2481 2754

Brasil 391 425 424 401 450 Em outros

América 2368 2454 2813 2747 2931 2754

Japão 3166 3175 3328 3061 3093 3168

Coréia do Sul 2167 2143 2038 2231 2276 Em outros

Taiwan, China 1107 1067 1108 1109 1263 1376

China 16087 18984 21692 21562 24938 25774

Índia 2834 2891 2858 3060 3324 3486

Ásia 25361 28260 31025 31024 34894 33804

África do Sul 503 492 472 514 582 Em outros

Rússia 112 152 123 95 90 Em outros

184

Ucrânia 118

Outros 4146

Mundo 35917 38506 41686 41548 45778 48081

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