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Tese apresentada à Pró-Reitoria de Pós-Graduação e Pesquisa do Instituto

Tecnológico de Aeronáutica, como parte dos requisitos para obtenção do título de

Doutor em Ciências no Programa de Pós-Graduação em Engenharia Aeronáutica

e Mecânica, Área de Materiais e Processos de Fabricação.

Arnaldo Forgas Junior

TRANSFORMAÇÃO DE FERRITA EM AUSTENITA

INDUZIDA POR DEFORMAÇÃO PLÁSTICA NO AÇO

INOXIDÁVEL DÚPLEX UNS S31803.

Tese aprovada em sua versão final pelos abaixo assinados:

Prof. Dr. Jorge Otubo

Orientador

Prof. Dr. Rodrigo Magnabosco

Coorientador

Prof. Dr. Luiz Carlos Sandoval Góes

Pró-Reitor de Pós-Graduação e Pesquisa

Campo Montenegro

São José dos Campos, SP – Brasil

2016

1

TRANSFORMAÇÃO DE FERRITA EM AUSTENITA

INDUZIDA POR DEFORMAÇÃO PLÁSTICA NO AÇO

INOXIDÁVEL DÚPLEX UNS S31803.

Arnaldo Forgas Júnior

Composição da Banca Examinadora:

Profª. Dra. Danieli Aparecida Pereira Reis Presidente – ITA/UNIFESP

Prof. Dr. Jorge Otubo Orientador - ITA

Prof. Dr. Rodrigo Magnabosco Coorientador - FEI

Prof. Dr. Antonio Jorge Abdalla ITA

Prof. Dr. Dilermando Travessa UNIFESP

Prof. Dr. Fernando José Gomes Landgraf IPT/EPUSP

ITA

2

À minha amada esposa Aline, pela paciência e compreensão; à minha irmã

Andréa, pelo incentivo, aos meus pais, Arnaldo e Neusa, pela oportunidade concedida e

ao meu filho Guilherme, pela felicidade proporcionada.

3

Agradecimentos

Ao professor Dr. Carlos de Moura Neto (in memoriam), pelos ensinamentos e espírito

crítico durante todo o período de aprendizado.

Ao professor Dr. Jorge Otubo pela orientação durante uma situação tão adversa e ao

professor Dr. Rodrigo Magnabosco, por ter me iniciado no tema proposto, pela coorientação e

pelos direcionamentos propostos.

Ao professor Dr. Fernando José Gomes Landgraf, pelas sugestões e conselhos propostos

durante meus trabalhos práticos.

Aos professores do curso de Pós-graduação em Materiais e Processos de Fabricação,

Carlos de Moura Neto (in memoriam), Inácio Regiane, Elizabete Yoshie Kawachi e Vinicius

André Rodrigues Henriques.

Ao Instituto Tecnológico de Aeronáutica – ITA, pelo embasamento teórico

proporcionado durante o desenvolvimento da tese.

Ao Departamento de Engenharia de Materiais da Fundação Educacional Inaciana Pe.

Sabóia de Medeiros – FEI, e a direção desta Instituição, pelo apoio e suporte prestado.

Aos técnicos do laboratório do Centro de Desenvolvimento de Materiais Metálicos da

FEI (CDMatM-FEI), Vlamir Anaia Rodrigues, Daniel Barduzzi Tavares, Gustavo Estrela da

Silva, Geleci Ribeiro da Silva e Antônio Magalhães Mirom.

Ao Instituto de Pesquisas Tecnológicas - IPT por ter cedido equipamentos e meios

necessários para a exploração da aplicabilidade dos ensaios de saturação magnética e ao Dr.

Ramon Valls Martin pela ajuda durante a realização dos ensaios.

Ao Prof. Dr, Gustavo Henrique Bolognesi Donato pelos ensinamentos e auxílio com as

simulações computacionais empregadas nessa tese.

Aos meus colegas de turma, em especial, Daniella Caluscio dos Santos e Evelin Barbosa

de Mélo.

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“Cada sonho que você deixa para trás, é um pedaço

do seu futuro que deixa de existir.”

Steve Jobs

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Resumo

Este trabalho de doutorado tem por objetivo principal comprovar a transformação de

ferrita em austenita no aço inoxidável dúplex UNS S31803 deformado plasticamente, além de

estudar os fenômenos envolvidos nessa transformação. Para isso, caracterizou-se a sua

microestrutura após tratamento térmico de solubilização em diferentes temperaturas, 1000,

1100, 1175 e 1200°C. Na sequência foram realizados os ensaios de tração, para se determinar

as propriedades mecânicas na condição inicial. Com a amostra deformada pelo ensaio de tração,

na região de estricção do corpo-de-prova (CDP), em condição de deformação triaxial, fez-se a

caracterização microestrutural com ataque eletrolítico de ácido oxálico e medição de fases por

ferritoscópio. Realizaram-se também ensaios de laminação, condição de deformação biaxial,

nas mesmas condições de solubilização já mencionadas, com redução de espessura de 10, 30 e

50%. Após a laminação fez-se a caracterização microestrutural com ataque químico de Beraha

modificado e ataque eletrolítico de ácido oxálico e posterior medição de fases por ferritoscópio

e estereologia quantitativa, além de imagens por microscopia eletrônica de varredura. Foram

feitos também ensaios de difração de raios X (DRX) e ainda, como análise indireta de

quantificação de fases, a medição de densidade. Verifica-se que a quantidade de ferrita diminui

com o aumento do encruamento. Não é observado nenhum fenômeno térmico que explique tal

transformação e verifica-se que, antes e após a deformação, as únicas fases presentes são

austenita e ferrita, daí, credita-se essa transformação como consequência da deformação

plástica imposta, similar a transformação martensítica reversa induzida por deformação

(TMRID). Ainda, verifica-se que para cada condição de temperatura de solubilização a

diminuição de ferrita ocorre de forma diferente, isso provavelmente porque a fração inicial da

mesma, bem como o tamanho de grão, são diferentes para cada temperatura estudada. Outra

constatação importante é que a “textura” imposta pela deformação afeta diretamente as

medições realizadas por meio magnético, caso do ferritoscópio, e do DRX. Comparando as

condições de deformação triaxial e biaxial, verifica-se que a transformação da ferrita em

austenita é mais acentuada na condição triaxial do que na biaxial, provavelmente porque as

componentes de cisalhamento, para uma mesma deformação efetiva no ensaio de tração, são

mais intensas que na laminação, condição necessária para que a transformação martensítica

reversa induzida por deformação ocorra. Análise por elementos finitos foi realizada simulando

os dois processos de deformação empregados, e pode-se correlacionar a diminuição de fração

de ferrita com a energia envolvida em cada processo e ainda mais especificamente, com a

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energia desviatória, que é responsável pela deformação plástica. Ficou evidente que a energia

de deformação envolvida em cada processo (tração e laminação) é o parâmetro que mais afeta

a transformação martensítica reversa. Entretanto, diferentes modos de carregamento levam a

diferentes distribuições de estado de tensão e deformação. Observa-se também que os valores

obtidos de densidade apresentam concordância com as medições de fases, mostrando que a fase

menos densa, ferrita, está sendo substituída pela fase mais densa, a austenita.

Palavras chaves: aço inoxidável dúplex, deformação plástica, transformação martensítica

reversa.

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Abstract

This doctoral thesis aims the study of the martensitic transformation of ferrite into

austenite induced by plastic deformation in a UNS S31803 duplex stainless steel, discussing

the phenomena involved in this transformation. The microstructure of the duplex stainless steel

UNS S31803 was analyzed after solution heat treatment at different temperatures, 1000, 1100,

1175 or 1200 °C. Following this stage, tensile tests were performed in order to determine the

mechanical properties in the initial condition. The tension deformed samples at necking region,

which presents a triaxial deformation condition, were subjected to microstructural analysis by

optical microscope after oxalic acid electrolytic etching; ferrite content in those samples were

measured by ferritoscope. Cold rolling, in order to impose biaxial deformation to the steel, was

also performed, in the same solution treated sample conditions, applying thickness reduction of

10, 30 and 50%. After rolling, microstructural characterization in optical microscope was done

after Beraha etching and oxalic acid electrolytic etching. Subsequently, ferrite volume fraction

measurement was performed by quantitative stereology and ferritoscope. Also, images by

scanning electron microscopy were obtained. X-ray diffraction (XRD) tests were conducted for

phase identification and quantification, and as indirect phase analysis, measurement of density

were performed. It is verified that the quantity of ferrite decreases with increasing applied strain.

No thermal phenomenon was observed to explain such transformation; and it is seen that, before

and after deformation, the only present phases are austenite and ferrite; due to this fact, it is

believed that this transformation is a result of the plastic deformation imposed, similar to a

strain induced reversed martensitic transformation (SIRMT). Although, it can be observed that,

for each temperature, ferrite quantity decreases in different gradients and this fact can be

explained by the initial ferrite volume fraction and the grain size, that are different for each

studied temperature. Another important fact is the texture imposed by the deformation, which

affects directly the ferritscope measurements (made by magnetic means), and XRD. Comparing

biaxial and triaxial deformation, the ferrite transformation into austenite is more intense in

triaxial than biaxial condition, probably because the shear component, a necessary condition

for the strain induced reversed martensitic transformation, for the same effective strain, became

more intense in triaxial stress state imposed at necking during the tensile test. Finite element

analysis was performed to simulate the deformation processes studied, allowing the correlation

between the decrease of ferrite fraction and the strain energy involved in each case, and more

specifically to deviatoric energy, which is responsible for plastic deformation. It was evident

that the strain energy involved in each process (tensile and rolling) is the parameter that most

8

affects the reverse martensitic transformation. However, different loading modes lead to

different state of stress and strain distributions. It is also noted that density values changes are

consistent with phase measurements, showing that the less dense phase, ferrite, is being

replaced by the denser phase, austenite.

Keywords: duplex stainless steel, plastic deformation, reverse martensitic transformation.

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ÍNDICE DE TABELAS

Tabela 1 – Propriedades mecânicas do aço UNS S31803 e UNS S32205. .......................... 32

Tabela 2 – Expoente de encruamento e coeficiente de resistência. ..................................... 33

Tabela 3 - Composição química (% em massa) do aço DSS em estudo (fonte: Villares Metals

S.A.). .......................................................................................................................... 42

Tabela 4 – Amostras obtidas após deformação a frio por laminação. ................................. 45

Tabela 5 – Fração em volume de ferrita nas diferentes temperaturas de solubilização. ......... 53

Tabela 6 - Coeficiente de correlação entre os dados experimentais e a curva calculada pelo

ThermoCalc®. ............................................................................................................. 57

Tabela 7 – Propriedades mecânicas obtidas pelo ensaio de tração. ..................................... 63

Tabela 8 – Variação da fração de ferrita com a deformação efetiva e com o trabalho de

deformação. ................................................................................................................ 69

Tabela 9 - Fração volumétrica de ferrita, medida pelo ferritoscópio, em função da redução de

espessura para amostras solubilizadas a 1000°C. ............................................................. 80







Tabela 13 - Fração volumétrica de ferrita, medida por estereologia, em função da deformação

efetiva e da redução de espessura para amostras solubilizadas a 1000°C. ........................... 87







Tabela 17 - Densidade calculada conforme equação 7. ................................................... 100

Tabela 18 - Parâmetros para determinação da fração volumétrica das fases. ..................... 107

Tabela 19 - Fração em volume de Ferrita calculado por DRX (MOSER et. al, 2014) (CULLITY,

2009). ....................................................................................................................... 107

10

ÍNDICE DE FIGURAS

Figura 1 - Variação da fração volumétrica de ferrita em relação ao grau de encruamento do aço

inoxidável dúplex UNS S31803 (MAGNABOSCO; AVILA; RABECHINI, 2010). ............ 19

Figura 2 - Variação da fração em volume de ferrita pelo grau de encruamento (FANICA et al.,

2011). ......................................................................................................................... 20

Figura 3 - Diagrama ternário isotérmico da liga Fe-Ni-Cr a 1000°C (adaptado de RAYNOR E

RIVLIN, 1988) ............................................................................................................ 23


RIVLIN, 1988) ............................................................................................................ 23


RIVLIN, 1988) ............................................................................................................ 24

Figura 6 - Isopleta do diagrama ternário Fe-Ni-Cr computado pelo software ThermoCalc®

(Adaptado de NILSSON, 1992). .................................................................................... 25

Figura 7 - Fração das fases em função da temperatura para o aço SAF 2205 (22,1%Cr; 5,4%Ni;

3,15%Mo; 0,76%Mn; 0,45%Si; 0,18%N; 0,015%C; Fe - balanço) calculados pelo

ThermoCalc® usando a base de dados TCFE7. ................................................................ 26

Figura 8 - Evolução da fração em volume de ferrita pela temperatura, para o aço UNS S31803,

analisada por estereologia quantitativa (adaptado de MAGNABOSBO; SPOMBERG, 2011).

.................................................................................................................................. 27

Figura 10 - Fração da ferrita em função da temperatura para o aço SAF 2205 (Adaptado de

ECKENROD e PINNOW, 1984). .................................................................................. 28

Figura 11 - Fração da austenita intragranular em função da do tempo de envelhecimento

(adaptado de SOUTHWICK; HONEYCOMBE, 1980). ................................................... 29

Figura 12 - Limite de escoamento em função da fração de ferrita (adaptado de FLOREEN;

HAYDEN, 1968). ........................................................................................................ 31

Figura 13 - Diagrama tensão x deformação comparativo entre o aço inoxidável dúplex,

austenítico e ferrítico (adaptado de NILSON; CHAI, 2012). ............................................. 32

Figura 14 – Limite de escoamento em função da fração volumétrica de ferrita para o aço SAF

2205 nas condições: metal base e soldada (adaptado de ECKENROD; PINNOW, 1984). .... 33

Figura 15 – Limite de resistência em função da fração volumétrica de ferrita para o aço SAF

2205 nas condições: metal base e soldada (adaptado de ECKENROD; PINNOW, 1984). .... 34

Figura 16 – Alongamento em função da fração volumétrica de ferrita para o aço SAF 2205 nas

condições: metal base e soldada (adaptado de ECKENROD; PINNOW, 1984). .................. 34

Figura 17 – Energia absorvida em função da fração volumétrica da ferrita nas temperaturas de

-46°C e -29°C para o SAF 2205 na condição soldada e recozida (adaptado de ECKENROD;

PINNOW, 1984). ......................................................................................................... 36

Figura 18 - Diagrama esquemático do processo de transformação do empilhamento da estrutura

cúbica de corpo centrado (CCC) para cúbica de face centrada (CFC) (MacLaren et al., 2006).

.................................................................................................................................. 37

Figura 19 - Diferença de energia livre de Gibbs para que o ocorra a transformação martensítica,

considerando a natureza química (PORTER, EASTERLING, SHERIF, 2008). ................... 39

11


considerando a natureza química e não química (PORTER, EASTERLING, SHERIF, 2008).

.................................................................................................................................. 40

Figura 21 - Energia de Gibbs em função da temperatura para a transformação ferrita em

austenita induzida por deformação (adaptado de PORTER, EASTERLING, SHERIF, 2008).

.................................................................................................................................. 41

Figura 22 - Definição dos sentidos longitudinal (LS), transversal (TS) e plano (LT). ........... 43

Figura 23 - Corpo de prova utilizado no ensaio de tração, baseado na norma ASTM E8M-12

(medidas em mm). ....................................................................................................... 44

Figura 24 - Corte longitudinal dos corpos-de-prova (seção LS da chapa) tracionados e

embutidos em resina de cura a frio. ................................................................................ 45

Figura 25 Malhas propostas no ensaio de tração. a) desenho da peça b) malha da peça c) detalhe

central da malha. .......................................................................................................... 48

Figura 26 - Malhas propostas no processo de laminação a) rolo+chapa b) detalhe da chapa. . 48

Figura 27 - Micrografia da amostra com ataque eletrolítico de ácido oxálico, solubilizada a a)

1000°C, b) 1100ºC, c) 1175ºC e d) 1200ºC na seção LS. .................................................. 51

Figura 28 - Micrografia da amostra com ataque de Behara modificado a 1200°C, sendo a) na

direção LS; b) na direção TS e c) na direção LT. ............................................................. 52

Figura 29 – Variação da fração de ferrita, medida por ferritoscópio, nas seções Longitudinal

(LS), Transversal (TS) e Plano (LT), em função da temperatura de solubilização. ............... 54

Figura 30 - Variação da fração de ferrita, medida por estereologia, nas seções Longitudinal

(LS), Transversal (TS) e Plano (LT), em função da temperatura de solubilização. ............... 54

Figura 31 - Comparativo da evolução da fração de ferrita medida por ferritoscópio e

estereologia quantitativa com o ThermoCalc®, na seção LS. ............................................ 56


estereologia quantitativa com o ThermoCalc®, na seção TS. ............................................ 56


estereologia quantitativa com o ThermoCalc®, na seção LT. ............................................ 57

Figura 34 – Variação da composição química do níquel na ferrita com a variação da temperatura

de solubilização. .......................................................................................................... 58

Figura 35 – Variação da composição química do cromo na ferrita com a variação da temperatura


Figura 36 – Variação da composição química do manganês na ferrita com a variação da

temperatura de solubilização. ........................................................................................ 59

Figura 37 – Variação da composição química do silício na ferrita com a variação da temperatura


Figura 38 – Variação da composição química do molibdênio na ferrita com a variação da


Figura 39 – Variação da composição química do nitrogênio na ferrita com a variação da


12

Figura 40 - Diagrama tensão-deformação de engenharia para as amostras solubilizadas em

1000, 1100, 1175 e 1200°C. .......................................................................................... 62

Figura 41 - Diagrama tensão-deformação verdadeira para as amostras solubilizadas em 1000,

1100, 1175 e 1200°C. ................................................................................................... 62

Figura 42 - Evolução do limite de escoamento com a fração volumétrica de ferrita. ............ 64

Figura 43 - Evolução do limite de resistência com a fração volumétrica de ferrita. .............. 64

Figura 44 - Evolução do alongamento total com a fração volumétrica de ferrita. ................. 65

Figura 45 – Comparativo das micrografias, sendo a) de Tavares et. al, 2012 e b) do presente

trabalho solubilizado à 1100°C. ..................................................................................... 66

Figura 46 – Micrografias da amostra solubilizada a 1000°C deformada por tração; sendo

a)ε=0,14 b) ε=0,17 c) ε=0,22. ........................................................................................ 67

Figura 47 - Micrografias da amostra solubilizada a 1100°C deformada por tração; sendo

a)ε=0,13 b) ε=0,18 c) ε=0,21. ........................................................................................ 67

Figura 48 - Micrografias da amostra solubilizada a 1175°C deformada por tração; sendo

a)ε=0,13 b) ε=0,18 c) ε=0,20. ........................................................................................ 67

Figura 49 – Micrografias da amostra solubilizada a 1200°C deformada por tração; sendo

a)ε=0,12 b) ε=0,18 c) ε=0,20. ........................................................................................ 67

Figura 50 – Comparação da variação da deformação efetiva, medida e simulada em função da

distância relativa ao pescoço do corpo-de-prova, analisada na largura do mesmo. ............... 68

Figura 51 - Variação da fração de ferrita em função da deformação efetiva. ....................... 70

Figura 52 - Variação da fração de ferrita em função do trabalho de deformação. ................. 71

Figura 53 - Micrografia da amostra solubilizada em 1100 comm a) 0%, b) 10%, c) 30% e d)

50% de deformação. ..................................................................................................... 72

Figura 54 - Micrografia da amostra solubilizada em 1000°C com a) 0%, b) 10%, c) 30% e d)

50% de redução de espessura. ....................................................................................... 74







Figura 58 - Micrografias das amostras solubilizadas em 1000, 1100 e 1200°C, respectivamente,

com 50% de redução de espessura. ................................................................................ 78

Figura 59 - Variação da fração em volume de ferrita, medida pelo ferritoscópio, pela

deformação efetiva para amostra solubilizada a 1000°C. .................................................. 83



Figura 61 – Variação da fração em volume de ferrita, medida pelo ferritoscópio, pela




13

Figura 63 - Variação da fração em volume de ferrita, medida pelo ferritoscópio, pelo trabalho

de deformação para amostra solubilizada a 1000°C. ........................................................ 85







Figura 67 - Variação da fração em volume de ferrita, medida por estereologia, pela deformação

efetiva para amostra solubilizada a 1000°C. .................................................................... 89



Figura 69 – Variação da fração em volume de ferrita, medida por estereologia, pela deformação




Figura 71 - Variação da fração em volume de ferrita, medida por estereologia, pelo trabalho de

deformação para amostra solubilizada a 1000°C. ............................................................. 91







Figura 75 - Comparativo das medições da fração volumétrica de ferrita da amostra solubilizada

a 1000°C no sentido longitudinal-LS. ............................................................................. 94


a 1000°C no sentido transversal-TS. .............................................................................. 95


a 1000°C no sentido plano-LT. ...................................................................................... 95











14








a 1200°C no sentido plano-LT. .................................................................................... 100

Figura 87 - Variação da densidade com o grau de encruamento do material. ..................... 102

Figura 88 - Gradiente densidade pela densidade sem deformação em função da redução de

espessura. .................................................................................................................. 102

Figura 89 - Variação da fração em volume de ferrita pela densidade. ............................... 103

Figura 90 - Difração de raios X para a amostra solubilizada a 1000°C ............................. 104

Figura 91 - Difração de raios X para a amostra solubilizada a 1100°C ............................. 105

Figura 92 - Difração de raios X para as amostras solubilizadas a 1200°C. ........................ 105

Figura 93 - Fração em volume de ferrita pelo grau de encruamento das amostras tratadas em

1000°C. .................................................................................................................... 108


1100°C. .................................................................................................................... 109


1200°C. .................................................................................................................... 109

Figura 96 - Fração em volume de ferrita pela temperatura de solubilização. ..................... 112

Figura 97 - Parâmetro de rede da austenita em função da redução de espessura................. 110

Figura 98 - Parâmetro de rede da austenita em função da redução de espessura................. 111

Figura 99 - Variação da fração em volume das fases ferrita e austenita calculadas pelo

ThermoCalc®, comparando com os dados experimentais, para a deformação triaxial. ....... 114


ThermoCalc®, comparando com os dados experimentais, para a deformação biaxial, medidas

pelo ferritoscópio. ...................................................................................................... 114



por estereologia. ........................................................................................................ 115



por DRX. .................................................................................................................. 115

Figura 103 - Comparativo entre os valores medidos por ferritoscópio, para a condição triaxial

e biaxial, para as amostras solubilizadas em 1000°C. ..................................................... 118





15

Figura 106 - Comparativo entre os valores medidos para a condição triaxial e biaxial, para as

amostras solubilizadas em 1200°C. .............................................................................. 119

Figura 107 - Imagem da amostra deformada obtida na simulação por elementos finitos. a)

amostra de tração deformada b) detalhe central da amostra; sendo a escala mostrada ao lado a

tensão de von-Mises em MPa. ..................................................................................... 120

Figura 108 – Imagem da amostra deformada obtida na simulação por elementos finitos no

processo de laminação; sendo a escala mostrada ao lado a a tensão de von-Mises em MPa.121

Figura 109 - Fração em volume de ferrita pela deformação plástica efetiva. ..................... 122

Figura 110 – Relação Δα/α0 em função da deformação plástica efetiva ........................... 123

Figura 111 – Relação Δα/α0 em função da energia desviatória ........................................ 124

Figura 112 – Relação Δα/α0 em função da energia total. ................................................. 124

Figure 113 – Relação Δα/α0 em função da energia desviatória, para amostras solubilizadas em

1000°C. .................................................................................................................... 125

Figure 114 - Relação Δα/α0 em função da energia desviatória, para amostras solubilizadas em

1100°C. .................................................................................................................... 126

Figura 115 - Relação Δα/α0 em função da energia desviatória, para amostras solubilizadas em

1175°C. .................................................................................................................... 126

Figura 116 - Relação Δα/α0 em função da energia desviatória, para amostras solubilizadas em

1200°C. .................................................................................................................... 127

16

SUMÁRIO

1. INTRODUÇÃO E MOTIVAÇÃO ............................................................................ 17

2. OBJETIVOS ............................................................................................................... 21

3. REVISÃO DA LITERATURA ................................................................................. 22

3.1.Metalurgia física dos aços inoxidáveis dúplex ............................................................ 22

3.2.Comportamento Mecânico .......................................................................................... 30

3.3.Transformação de ferrita em austenita induzida por deformação ............................... 36

4. MATERIAIS E MÉTODOS ...................................................................................... 42

4.1.Caracterização Microestrutural..................................................................................... 42

4.2.Propriedades Mecânicas - Ensaio de Tração ............................................................... 44

4.3.Laminação ................................................................................................................... 45

4.4.Caracterização Microestrutural .................................................................................... 46

4.5.Microscopia Eletrônica de Varredura .......................................................................... 46

4.6.Densidade .................................................................................................................... 46

4.7.Difração de Raios-X .................................................................................................... 47

4.8.Simulação por Elementos Finitos ................................................................................ 47

5. RESULTADOS E DISCUSSÕES ............................................................................. 50

5.1.Caracterização Microestrutural na condição inicial .................................................... 50

5.2.Propriedades mecânicas ............................................................................................... 61

5.3. Caracterização microestrutural após ensaio de tração ................................................. 66

5.4. Caracterização microestrutural na condição de deformação biaxial ........................... 71

5.5. Densidade .................................................................................................................. 100

5.6. Difração de raios-X ................................................................................................... 104

5.7. Transformação de ferrita em austenita ...................................................................... 113

6. CONCLUSÕES ......................................................................................................... 128

7. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS...................................................129

17

1. INTRODUÇÃO E MOTIVAÇÃO

Os aços que possuem em sua composição química teores de cromo livre na matriz

superiores a 11% são chamados de aços inoxidáveis, por apresentarem a capacidade de formar

uma película superficial aderente - película passiva - que protege o aço da ação de agentes

corrosivos, conferindo resistência à corrosão (SEDRIKS, 1996). Esses aços podem ser

separados em dois grupos: os aços inoxidáveis austeníticos, que apresentam a fase austenita

estável na temperatura ambiente devido à presença de elementos de liga estabilizadores dessa

fase (níquel, manganês, cobre, carbono e nitrogênio) e os aços inoxidáveis ferríticos que, por

analogia, apresentam a fase ferrita estável na temperatura ambiente devido à presença de

elementos de liga estabilizadores dessa outra fase (cromo, silício e molibdênio) (YOUNG et al,

2007).

Os aços inoxidáveis austeníticos exibem grande ductilidade e tenacidade, boa

soldabilidade, porém são muito suscetíveis à corrosão sob tensão e apresentam custo elevado.

Já os aços inoxidáveis ferríticos são praticamente imunes à corrosão sob tensão, apresentam

normalmente baixo custo, mas exibem valores menores de ductilidade e tenacidade quando

comparados aos aços austeníticos.

Surge então o aço inoxidável dúplex (DSS - Duplex Stainless Steel) caracterizado

idealmente por quantidades iguais de ferrita e austenita na sua microestrutura, o que fornece

maior resistência mecânica, devido à granulometria fina apresentada nesses aços, maior

resistência à corrosão em relação aos aços inoxidáveis ferríticos, obtida pelos altos teores de

cromo e molibdênio na sua composição química; e ainda, devido à presença de austenita na sua

estrutura dúplex, mantém a boa ductilidade e tenacidade encontrada nos aços inoxidáveis

austeníticos. Devido a essas excelentes propriedades, sua utilização tem aumentado

consideravelmente nas indústrias químicas, para aplicação em vasos de pressão, trocadores de

calor e linhas de tubulação, nas indústrias de papel e celulose, para aplicação em evaporadores

e torres de estocagem e nas indústrias de óleo e gás, para aplicação em linhas de tubos para

transporte de dióxido de carbono seco e/ou úmido (Kashiwar et al., 2012). A tendência de

aumento será ainda maior com a exploração do pré-sal, que se encontra aproximadamente a

sete mil metros abaixo da linha d’água. Para suportar a pressão dessa coluna d’água, a sua

utilização em tubos flexíveis que conduzem o petróleo do poço até a plataforma será essencial,

pois devem apresentar alta resistência mecânica. Além disso, a acidez do óleo encontrado no

pré-sal exige materiais mais resistentes à corrosão. O dúplex não só conjuga essas

18

características, como apresenta boa soldabilidade e elevado limite de escoamento, permitindo

a utilização em espessuras finas, o que o torna a solução mais competitiva (REVISTA

ESPAÇO, 2007).

Dentre os aços inoxidáveis dúplex destaca-se o aço UNS S31803 (SAF 2205), cuja

composição química básica apresenta 22%Cr – 5%Ni – 3%Mo – 0,15%N – 0,02%C. Suas

propriedades mecânicas típicas são 770 MPa de limite de resistência, 515 MPa de limite de

escoamento e alongamento em 50 mm mínimo de 25%; sua estrutura básica é composta, em

média, por 40 a 45% de ferrita e 55 a 60% de austenita após solubilização entre 1.000°C e

1.200°C e resfriamento brusco (usualmente em água) (MAGNABOSCO; DONATO, 2004).

Suas propriedades têm sido continuamente melhoradas por trabalho a frio e trabalho a

quente, e ainda por tratamento térmico. A formação das duas fases é determinada pela partição

preferencial dos elementos de liga que são estabilizadores da ferrita ou da austenita; entre eles

destacam-se cromo, molibdênio, níquel e nitrogênio. Podem ocorrer alterações microestruturais

como resultado da partição do soluto durante tratamentos térmicos e termomecânicos desse aço:

a transformação de ferrita em austenita é a principal transformação que ocorre durante seu

processamento a quente (JORGE et al, 2010). Porém, Magnabosco, Ávila e Rabechini (2011),

após trabalho a frio do aço UNS S31803 solubilizado a 1100°C, por 30 minutos, verificaram

que, com o aumento do grau de encruamento, ocorre diminuição na fração volumétrica de

ferrita, como apresentado na Figura 1.

19

Figura 1 - Variação da fração volumétrica de ferrita em relação ao grau de encruamento do aço

inoxidável dúplex UNS S31803 (MAGNABOSCO; AVILA; RABECHINI, 2010).

Após a solubilização, as fases presentes para o aço inoxidável dúplex são ferrita e

austenita, em condição metaestável devido ao rápido resfriamento a partir da temperatura de

solubilização, necessário à manutenção da estrutura dúplex; estas são as únicas fases também

identificadas após a deformação plástica a frio. Portanto, tal resultado sugere que uma

transformação de ferrita em austenita induzida por deformação, similar à transformação

martensítica reversa, é a razão na redução da fração volumétrica de ferrita desse aço. Pesquisa

de Fanica et. al (2011) também mostra característica similar de redução da fração de ferrita com

o aumento do grau de encruamento do material deformado por trabalho a frio, quando medida

por ferritoscópio; já para medição por estereologia quantitativa tal característica não foi

conclusiva, e a Figura 2 ilustra tal observação.

20

Figura 2 - Variação da fração em volume de ferrita pelo grau de encruamento (FANICA et al., 2011).

Evidências de transformação martensítica reversa em ligas de ferro são descritas para

aços C-Mn e aços perlíticos deformados na região intercrítica (HAIWEN LUO et al., 2004;

MACLAREN et al., 2006), em que ferrita e austenita coexistem. Entretanto, essas

transformações não são descritas para os aços inoxidáveis dúplex, sendo mais estudadas as

transformações martensíticas induzidas por deformação para os aços inoxidáveis austeníticos.

Assim, a motivação deste trabalho surge a partir dos resultados preliminares

encontrados em amostras solubilizadas do aço inoxidável dúplex UNS S31803, que evidenciam

a transformação de ferrita em austenita induzida por deformação plástica a frio. Do ponto de

vista prático, quando aplicados em linhas de tubulação, vasos de pressão, trocadores de calor,

entre outros, tal transformação pode alterar o comportamento esperado do material resultando,

por exemplo, em acidentes.

21

2. OBJETIVOS

O presente trabalho tem por objetivo geral comprovar a ocorrência da transformação de

ferrita em austenita no aço inoxidável dúplex quando submetido à deformação plástica a frio,

por meio de processos de deformação biaxial impostos por laminação, e triaxial proveniente do

ensaio de tração na região de estricção do corpo-de-prova. Como objetivos específicos têm-se:

Estudar os fenômenos envolvidos nessa transformação.

Estudar as diferenças entre os processos de deformação triaxial e biaxial na

transformação induzida.

Avaliar diferentes formas de medição da fração volumétrica de ferrita nos aços

inoxidáveis dúplex.

22

3. REVISÃO DA LITERATURA

Os aços inoxidáveis podem ser designados por várias normas e/ou especificações

internas de alguns fabricantes. Uma forma de identificá-los é pela especificação UNS, que

significa “Unified Numbering System”, resultado de um estudo cooperativo entre a ASTM e a

SAE para designação e identificação de metais e ligas em uso comercial nos Estados Unidos da

América. Nessa especificação, os aços inoxidáveis são identificados pela letra “S”, seguidos de

cinco dígitos, sendo, nesse sistema, portanto, o aço SAF 2205 designado por UNS S31803.

Outra norma para esse material é a alemã DIN W Nr. 1.4422, além das especificações dos

fabricantes, como, por exemplo, o próprio SAF 2205 da Sandvik e o AF22 da Mannesmann

(PINTO, 2001).

Neste tópico será mostrada a base teórica utilizada para a conceituação do aço

inoxidável dúplex e em especial, a liga comumente chamada SAF 2205 (22%Cr e 5%Ni), suas

propriedades mecânicas, bem como as transformações de fase dessa liga.

3.1 Metalurgia física dos aços inoxidáveis dúplex

As fases das ligas ternárias Fe-Ni-Cr têm sido muito investigadas, já que essas ligas são

importantes tecnicamente e tem grande abrangência prática: muitas ligas resistentes à corrosão,

como os aços inoxidáveis austeníticos e o aço inoxidável dúplex, que é a liga em estudo do

presente trabalho, apresentam o sistema Fe-Ni-Cr como o seu sistema de composição base

(TOMISKA, 2004).

A melhora na resistência à corrosão do aço inoxidável dúplex em relação aos aços

inoxidáveis austeníticos, e em particular na resistência à corrosão sob tensão e por pite, é

resultado do aumento do teor de cromo, e isso tem aumentado seu uso em linhas de tubulações,

em bombas e na indústria do papel e celulose e também em peças de bombas centrífugas e

ferramentas de uso agrícolas (TOMISKA, 2004).

Ajustando a relação cromo/níquel desse aço, pode ser obtida a microestrutura dúplex

(austenita e ferrita), que é metaestável na temperatura ambiente. Examinando as isotermas do

diagrama de fases do sistema Fe-Ni-Cr, apresentadas na Figura 3 a 1000°C, na Figura 4 a

1100°C e na Figura 5 a 1200°C (RAYNOR; RIVLIN, 1988), verifica-se que, alterando a

composição e/ou a temperatura, as frações volumétricas de austenita e ferrita podem ser

modificadas. Portanto, com a utilização de tratamentos térmicos simples de solubilização

23

seguido de rápido resfriamento, a formação de microestruturas contendo austenita (cúbica de

face centrada - CFC) e ferrita (cúbica de corpo centrado - CCC) é possível.

Figura 3 - Diagrama ternário isotérmico da liga Fe-Ni-Cr a 1000°C (adaptado de RAYNOR E RIVLIN,

1988)


1988)

24


1988)

Existem várias maneiras de representar um sistema ternário. Na Figura 3, na Figura 4 e

na Figura 5 é apresentado o sistema Fe-Ni-Cr através de isotermas; outra maneira é por meio

de isopletas, onde a fração de determinado componente é fixa e não mais a temperatura. A

Figura 6 ilustra a isopleta para o sistema ternário Fe-Ni-Cr em função da composição do cromo,

elaborada no software ThermoCalc®. As linhas tracejadas correspondem às composições

químicas do aço inoxidável dúplex SAF 2205, na cor vermelha, e do aço inoxidável superdúplex

SAF 2507, na cor preta. Para os dois aços exemplificados, existe intervalo de temperatura onde

as fases austenita () e ferrita (nesta figura representada por ) coexistem, mostrando a janela

de temperatura para a solubilização.

25

Figura 6 - Isopleta do diagrama ternário Fe-Ni-Cr computado pelo software ThermoCalc® (Adaptado de

NILSSON, 1992).

A rota mais comum de processamento do aço inoxidável dúplex é a laminação em

temperaturas entre 980 e 1200°C com posterior tratamento isotérmico de solubilização nesta

mesma faixa de temperaturas e resfriamento em água; desse modo o balanço volumétrico

desejado entre as fases ferrita e austenita é obtido. (MAGNABOSCO, 2001)

Como pode ser observado na Figura 6, o aço SAF 2205 solidifica-se a partir da fase

líquida passando pelo campo ferrítico e, entre 1400 e 1000°C, aproximadamente, tem-se o

campo ferrita + austenita. Nesse campo, forma-se a estrutura dúplex. Como as frações de ferrita

e austenita podem ser calculadas, as frações relativas podem ser controladas selecionando as

temperaturas de aquecimento apropriadas; a Figura 7 ilustra essa variação em função da

temperatura de solubilização para o aço SAF 2205, calculadas pelo software ThermoCalc®,

com base de dados TCFE7. Verifica-se que as fases presentes nesses aços, solubilizados entre

1200 e 1000°C, são apenas ferrita e austenita e, como esperado, com a diminuição da

temperatura de solubilização maior é a fração volumétrica de austenita (NILSSON, 1992).

Cr (% massa)

Tem

pe

ratu

ra (

°C)

SAF 2205

SAF 2507

26

Figura 7 - Fração das fases em função da temperatura para o aço SAF 2205 (22,1%Cr; 5,4%Ni;

3,15%Mo; 0,76%Mn; 0,45%Si; 0,18%N; 0,015%C; Fe - balanço) calculados pelo ThermoCalc® usando a

base de dados TCFE7.

Magnabosco e Spomberg (2011) mostram resultados semelhantes para amostras de aço

inoxidável dúplex UNS S31803, a Figura 8 ilustra a variação da fração volumétrica de ferrita

em função da temperatura de solublização, medida por estereologia quantitativa.

27

Figura 8 - Evolução da fração em volume de ferrita pela temperatura, para o aço UNS S31803, analisada

por estereologia quantitativa (adaptado de MAGNABOSBO; SPOMBERG, 2011).

A Figura 9 mostra evolução similar da fração da ferrita em função da temperatura de

solubilização para um aço inoxidável dúplex contendo 0,030%C, 0,68%Mn, 0,45%Si,

5,83%Ni, 22,45% Cr, 3,00%Mo e 0,11%N em massa. É possível verificar característica

semelhante com os valores calculados pelo ThermoCalc® da Figura 7, corroborando com as

afirmações anteriores. Os autores (ECKENROD e PINNOW, 1984) não indicam o método de

medição de fração volumétrica de ferrita empregado, nem os desvios padrão das medidas.

28

Figura 9 - Fração da ferrita em função da temperatura para o aço SAF 2205 (Adaptado de ECKENROD e

PINNOW, 1984).

Os dados das Figuras 7 à 9 mostram que tratamentos isotérmicos na faixa de 1000 a

1200°C com posterior resfriamento em água, para a composição química do aço estudado nesse

trabalho, resultam na formação de estrutura composta por ferrita e austenita. Southwick e

Honeycombe (1980) após tratamento isotérmico de solubilização na faixa de 1200 a 650°C do

aço inoxidável dúplex na condição inicial de laminado a quente, com composição química:

26%Cr, 5%Ni, 1,3%Mo, 0,7%Mn, 0,6%Si e 0,03%C, constataram que o máximo volume de

austenita obtido foi de 45% para a temperatura de solubilização de 800°C. Por microscopia

eletrônica de transmissão, para determinada temperatura de solubilização, percebeu-se que nos

primeiros estágios de formação da austenita, cerca de 10 segundos de envelhecimento com

posterior resfriamento em água, as partículas de austenita assumiram morfologia cilíndrica e

exibiram um forte campo de deformação. Aumentando o tempo de envelhecimento, percebeu-

se que a precipitação da austenita é mais intensa nas discordâncias do que em outros sítios

intragranulares da matriz ferrítica. Conforme se aumenta o tempo do envelhecimento, é a

austenita nucleada nas discordâncias que cresce, enquanto que os sítios intragranulares são

dissolvidos. A Figura 10 apresenta a fração volumétrica de austenita intragranular, não

associada às discordâncias, em função do tempo de envelhecimento a 1000°C, ratificando essa

29

característica. Nesse processo de nucleação e crescimento, a austenita e ferrita seguem a

orientação cristalográfica de Kurdjumov-Sachs (SOUTHWICK; HONEYCOMBE, 1980).

Figura 10 - Fração da austenita intragranular em função da do tempo de envelhecimento (adaptado de

SOUTHWICK; HONEYCOMBE, 1980).

Conclui-se do exposto que a precipitação de austenita durante a formação da estrutura

dúplex ocorre por um processo de nucleação heterogênea seguido de crescimento. Não há

transformação em austenita durante a têmpera, mas são criados inúmeros defeitos (de linha e

de ponto) que servirão como núcleos heterogêneos para formação posterior. Há uma diferença

entre a austenita nucleada nas discordâncias e a austenita nucleada em outros defeitos: enquanto

a austenita nucleada nas discordâncias continua a crescer, a austenita criada em outros defeitos

é dissolvida, e isso torna a análise da cinética de crescimento bastante complexa, visto que os

processos ocorrem ao mesmo tempo (SOUTHWICK; HONEYCOMBE, 1980).

Durante o envelhecimento na faixa de temperatura de 600 a 800°C, ocorre a redução do

teor de ferrita pela transformação da ferrita em austenita. Essa nova austenita, ou austenita de

reequilíbrio, é morfologicamente diferente da austenita já existente, sendo caracterizada por ser

lenticular. Essa austenita de reequilíbrio possui aproximadamente a mesma composição da

30

austenita original, ou seja, rica em níquel e relativamente pobre em cromo em relação à ferrita

da vizinhança (SOLOMON; DEVINE, 1982).

Outro mecanismo é a formação de austenita a partir da ferrita por processo de

cisalhamento similar à transformação martensítica e, portanto, caracterizado por ser um

processo adifusional não apresentando diferença de composição química da nova austenita em

relação à ferrita original (NILSSON, 1992). Essa transformação será explorada nessa tese, visto

que se trata do objetivo principal do trabalho, ou seja, comprovar a ocorrência da transformação

de ferrita em austenita induzida por deformação ativada por esforços de cisalhamento.

3.2 Comportamento Mecânico

Os aços inoxidáveis dúplex são mundialmente utilizados, destacando-se as indústrias

químicas, de alimentos, papel e celulose e, mais recentemente, as indústrias de gás e petróleo,

devido às suas excelentes propriedades mecânicas e de resistência à corrosão.

Em relação às propriedades mecânicas, os aços inoxidáveis dúplex apresentam limites

de resistência superiores quando comparados aos aços inoxidáveis ferríticos, devido ao

diminuto tamanho de grão, e mantém a boa tenacidade quando comparado aos aços inoxidáveis

austeníticos, pois a austenita faz parte da sua microestrutura dúplex. Portanto, apresentam

excelentes propriedades que são resultantes, principalmente, da microestrutura composta de

frações idealmente iguais de ferrita e austenita (BADJI et al, 2008).

Pode-se afirmar que as propriedades mecânicas do aço inoxidável dúplex refletem as

propriedades mecânicas individuais das fases ferrita e austenita, mas especialmente da ferrita.

Aços inoxidáveis ferríticos recozidos geralmente apresentam valores de tensão de escoamento

maiores que os aços austeníticos. Portanto, a ferrita provoca o efeito de aumentar o limite de

escoamento quando conjugada à austenita para formar o aço inoxidável dúplex, como pode ser

observado na Figura 11 (SOLOMON; DEVINE, 1982).

31

Figura 11 - Limite de escoamento em função da fração de ferrita (adaptado de FLOREEN; HAYDEN,

1968).

Entretanto, seu limite de resistência mecânica é muito maior do que o aço ferrítico

correspondente, e a Figura 12 mostra o comportamento desses aços, austeníticos, ferríticos e

dúplex, quando submetidos ao ensaio de tração, para efeito de comparação (NILSSON; CHAI,

2012). Esse alto valor de resistência mecânica do aço inoxidável dúplex é atribuído à fina

granulometria obtido nesse material durante seu processamento (aproximadamente 10 µm após

conformação a quente e tratamentos térmicos convencionais), inclusive relacionando

resistência mecânica e limite de fadiga em relações do tipo Hall-Petch:

21

0

dke (1)

Em que σe é a tensão de escoamento, σ0 e k são constantes e d é o diâmetro do grão (FLOREEN;

HAYDEN, 1968).

32

Figura 12 - Diagrama tensão x deformação comparativo entre o aço inoxidável dúplex, austenítico e

ferrítico (adaptado de NILSON; CHAI, 2012).

Outros trabalhos (MAGNABOSCO; DONATO, 2004 e TAVARES et al., 2012)

mostram valores de limite de resistência, limite de escoamento, alongamento total e

alongamento uniforme similares aos apresentados na Figura 12. A Tabela 1 ilustra esses

valores.

Tabela 1 – Propriedades mecânicas do aço UNS S31803 e UNS S32205.

Limite de

Escoamento

Limite de

resistência

Alongamento

total em 50 mm

Alongamento

Uniforme

(MPa) (MPa) (%) (%)

UNS S31803 (Magnabosco;

Donato, 2004) 532±10 767±8 29,2±2 18,2

UNS S32205 (Tavares et al.,

2012) 535 717 27,7 19,9

Utilizando-se a equação de Hollomon, equação 02, pode se calcular os parâmetros de

expoente de encruamento, n, e coeficiente de resistência, K,

n

pK (2)

Esses parâmetros, a partir da Tabela 1, foram calculados, com coeficiente de correlação

R2 igual a 0,963 e 0,975 respectivamente, e mostrados na Tabela 2.

33

Tabela 2 – Expoente de encruamento e coeficiente de resistência.

Autor

Expoente de

encruamento, n

Coeficiente de

resistência

Coeficiente de

correlação

(-) (MPa) R2

Magnabosco, Donato, 2004 0,056 748 0,963

Tavares et al., 2012 0,099 967 0,975

Pode-se verificar que as propriedades mecânicas dos aços inoxidáveis dúplex, obtidas

pelo ensaio de tração, são fortemente afetadas pelas frações das fases ferrita e austenita; sendo

que com o aumento da fração de ferrita, seja por tratamento térmico, soldagem ou alterações na

composição química do aço, ocorre um aumento do limite de escoamento, como pode-se

observar na Figura 13, pequeno efeito no limite de resistência, mostrado na Figura 14, e

diminuição no alongamento total, conforme ilustrado na Figura 15; comportamento esse para o

aço inoxidável dúplex SAF2205, nas condições metal base e soldada (ECKENROD; PINNOW,

1984).

Figura 13 – Limite de escoamento em função da fração volumétrica de ferrita para o aço SAF 2205 nas

condições: metal base e soldada (adaptado de ECKENROD; PINNOW, 1984).

34

Figura 14 – Limite de resistência em função da fração volumétrica de ferrita para o aço SAF 2205 nas

condições: metal base e soldada (adaptado de ECKENROD; PINNOW, 1984).

Figura 15 – Alongamento em função da fração volumétrica de ferrita para o aço SAF 2205 nas condições:

metal base e soldada (adaptado de ECKENROD; PINNOW, 1984).

35

Os efeitos das frações de ferrita e austenita no limite de resistência, na tenacidade e na

ductilidade são largamente atribuídos às propriedades individuais de cada fase. A ferrita,

geralmente, apresenta maior limite de escoamento e menor tenacidade e ductilidade do que a

austenita. Apesar dos aços inoxidáveis dúplex terem alto teor de cromo, que apesar de aumentar

a resistência à corrosão tende a diminuir a tenacidade, observam-se valores significativos de

energia absorvida no ensaio Charpy, em aços com 60% em volume de ferrita e 40% de austenita,

além de baixas temperaturas de transição de fratura dúctil-frágil, mantendo alto limite de

resistência mecânica (NILSSON, 1992).

A alta tenacidade seria resultado não só da granulometria fina desse aço como também

da presença de austenita na estrutura, uma vez que amostras contendo 57% de fração em volume

de ferrita apresentam temperatura de transição dúctil-frágil 149°C menor que amostras com

tamanho de grão semelhante e mesma composição química, mas com 80% de fração em volume

de ferrita. Tal fato é provocado pelo impedimento, por parte da austenita, da propagação das

trincas tipo clivagem originadas na ferrita (FLOREEN; HEYDEN, 1968). Entretanto,

comparativamente, a tenacidade do aço DSS, representada pela energia absorvida no ensaio de

impacto Charpy, diminui de 300 J para 250 J em relação ao aço AISI 304; apesar disso, esse

valor de 250 J ainda é considerado bastante elevado. Em relação à temperatura de transição

dúctil-frágil, obtêm-se valores próximos de -60°C, o que é bastante satisfatório para a maioria

das aplicações (NILSSON, 1992).

De acordo com Eckenrod e Pinnow (1984), a melhor combinação de elevada resistência

e ductilidade com boa tenacidade acontece para uma faixa de 35 a 65% de ferrita. A Figura 16

mostra o efeito da fração volumétrica de ferrita na energia absorvida no ensaio de impacto

Charpy, para o aço SAF 2205 na condição soldada e recozida.

Como pode se notar, o excelente comportamento mecânico dos AID depende da fração

de ferrita presente, e portanto não só avaliar como mensurar a fração de ferrita presente, mas

também avaliar a transformação de ferrita em austenita induzida por deformação, são pontos

fundamentais para a relação entre microestrura e propriedades que poderão afetar sua aplicação

final na indústrial em geral, pontos esses que serão debatidos durante a apresentação desse

trabalho.

36

Figura 16 – Energia absorvida em função da fração volumétrica da ferrita nas temperaturas de -46°C e -

29°C para o SAF 2205 na condição soldada e recozida (adaptado de ECKENROD; PINNOW, 1984).

3.3 Transformação de ferrita em austenita induzida por deformação

Antes de se discutir a transformação de ferrita em austenita induzida por deformação,

será feita uma pequena revisão sobre a transformação martensítica. Quando um aço ao carbono

é resfriado rapidamente a partir do campo austenítico, não há tempo suficiente para que o

processo de decomposição difusional da austenita ocorra, e a estrutura do aço pode se

transformar em martensita. Essa transformação é importante e melhor conhecida em conexão

com certos tipos de aços temperados, aços inoxidáveis e aços para rolamentos. Recentes

desenvolvimentos envolvendo a transformação martensítica em aços incluem os aços

“maraging” (endurecimento por precipitação), aços TRIP (transformação induzida por

deformação plástica), aços “ausforming” (austenita deformada plasticamente antes do

resfriamento) e aços bifásicos (mistura de ferrita e martensita obtida pelo resfriamento a partir

do campo bifásico α +γ) (PORTER, EASTERLING, SHERIF, 2008).

A transformação martensítica é o termo utilizado na metalurgia física para descrever

qualquer produto de transformação sem difusão (“diffusionless”), isto é, a transformação em

que desde o seu início até o seu final os movimentos individuais atômicos são menores do que

um espaçamento interatômico. A forma regimental no qual os átomos mudam de posição nesta

37

transformação levou a que fosse chamada de transformação militar, em contraste as

transformações controladas por difusão que são chamadas de civis (PORTER, EASTERLING,

SHERIF, 2008).

A transformação martensítica é comumente observada em aços ou ligas ferrosas quando

resfriadas a partir de altas temperaturas (de austenitização, onde a fase estável é a austenita, γ)

para temperaturas baixas (onde a ferrita, α, é a fase estável) sendo chamada de martensita - α’

- a fase obtida na transformação martensítica.

A transformação martensítica reversa, ou seja, a transformação de ferrita para a

austenita, pode ser observada em ligas de alto níquel e pode também ser demonstrada para aços

perlíticos. O mecanismo de transformação pode ser viável a partir de um processo de

cisalhamento como o mostrado na Figura 17 (MACLAREN et al., 2006).

Figura 17 - Diagrama esquemático do processo de transformação do empilhamento da estrutura cúbica de

corpo centrado (CCC) para cúbica de face centrada (CFC) (MacLaren et al., 2006).

Esse mecanismo é o reverso do processo de cisalhamento normal para a transformação

martensítica da austenita para a ferrita e se processa por um cisalhamento de 1/6 [110]ccc em

cada plano da ferrita (110), o qual poderia ser realizado pela transformada parcial com b=1/6

[110]ccc em cada plano. Isso poderia transformar o empilhamento tipo ABAB da estrutura

cúbica de corpo centrado (CCC) para o tipo ABCABC da estrutura cúbica de face centrada

(CFC). Uma relaxação atômica natural ou um segundo cisalhamento poderia transformar a

geometria em cúbica (MACLAREN et al., 2006).

Kuo (KUO, 1955) foi o primeiro a observar a similaridade entre a transformação reversa

ferrita/austenita nos aços inoxidáveis dúplex com a transformação austenita/ferrita nos aços

carbono baixa liga. Além disso, Southwick e Honeycombe (1980) já discutiam sobre esse tipo

de transformação para os aços inoxidáveis dúplex comparando-os com os aços baixa liga.

Segundo eles, a morfologia da austenita precipitada nos aços inoxidáveis dúplex é correlata

38

com a morfologia da ferrita proeutetóide nos aços baixa liga. Essa constatação é muito

importante porque mostra que se pode utilizar como base para o aço inoxidável dúplex o modelo

de transformação dos aços baixa liga. Isso implica que a direção da transformação CCC / CFC

é irrelevante nas variantes morfológicas esperadas. Resultados similares foram encontrados na

formação da austenita a partir da ferrita em experimentos de reaustenitização dos aços baixa

liga (SOUTHWICK; HONEYCOMBE, 1980).

MacLaren et al. (2006) constataram a presença de austenita num aço perlítico UIC860

(Fe; 0,6%C; 0,8%Mn; 0,1%Si) após submetê-lo a deformação plástica severa por torção. Foi

descartada qualquer possibilidade de que essa transformação tenha sido termicamente ativada

já que o ensaio de torção se processou na temperatura ambiente, e ainda sem que qualquer

aquecimento local provocado por bandas de cisalhamento fosse observado durante o processo

de deformação. A única explicação realista encontrada pelos autores é que tenha ocorrido uma

transformação reversa de ferrita em austenita similar à transformação martensítica.

A energia de ativação para qualquer transformação martensítica, que trata da

transformação de austenita em martensita, típica em aços carbono, e que no contexto desse

trabalho se refere a transformação reversa de ferrita em austenita, consiste de dois termos:

a. De natureza química, representado pela equação em que a diferença entre a energia livre

de Gibbs da fase original (“parent – P”) e a fase nova (“new – N) é igual a zero, ou

seja:

0 TGTGTG NP (3)

Onde: GP é a energia de Gibbs para a fase original; GN é a energia de Gibbs da fase nova

e T é a temperatura considerada, sendo T=T0. A Figura 18 ilustra exatamente esse

processo, visto que em T0 o equilíbrio de fases é atingido e em Ms (início da

transformação martensítica direta) a energia livre de Gibbs da martensita (α’) é menor

do que da austenita, possibilitando a transformação. Além disso, é necessário, para que

ocorra a transformação martensítica, nucleação de discordâncias que são provenientes

de deformações na rede cristalina geradas por forças cisalhantes externas, ou seja, de

natureza não química.

39

b. De natureza não química, que é necessária para a nucleação e crescimento da nova fase

na fase matriz. Essa energia pode ser proveniente do processo de

aquecimento/resfriamento ou pela aplicação de forças externas de cisalhamento. Essa

força pode ser calculada, segundo Patel e Cohen (1953), por:

SF (4)

Em que τ é o componente cisalhante da tensão aplicada e δ é o componente de

deformação resultante. Portanto, a transformação martensítica ocorre em temperaturas

superiores a Ms, representada por Md na Figura 19, sendo esta considerada a

temperatura limite da transformação, pois temperaturas acima de Md introduzem

limitações para nucleação e crescimento da nova fase imposta pela deformação

excessiva e consequente elevação de densidade de discordâncias. Calcula-se a energia

necessária para que ocorra a transformação martensítica por meio da equação (5):

'' ' MsMd GUG (5)


considerando a natureza química (PORTER, EASTERLING, SHERIF, 2008).

40


considerando a natureza química e não química (PORTER, EASTERLING, SHERIF, 2008).

Verifica-se, portanto, que o estudo do processo de deformação, que corresponde a

energia de ativação não química necessária para que a transformação martensítica reversa

ocorra, é de fundamental importância. Recentemente, a literatura relata estudos empregados

para modelar a deformação plástica de materiais de duas fases (bifásicos). Os DSS

proporcionam um desafio interessante, pois as fases ferrita e austenita apresentam

comportamento plástico muito diferente. A ferrita é sempre o componente mais resistente

durante a fase inicial de deformação, mas, devido ao encruamento na austenita, essa fase

compartilha gradualmente mais carga à medida que prossegue a deformação. Há, portanto, uma

complexa interação entre as duas fases durante a deformação plástica (NILSSON; CHAI, 2012).

Fatores microestruturais, como tamanho de grão e densidade de defeitos, podem afetar

a formação da austenita durante a transformação martensítica reversa. Zhang et al. (2014)

observaram que, para um aço hipereutetóide, uma elevada densidade de discordâncias,

contornos e interfaces de grãos e microestrutura de granulometria fina levam a formação da

austenita quando o aço é submetido a deformação excessiva, e que antes da sua formação, as

tensões de deformação estão principalmente acumuladas na fase ferrita. (ZHANG, et al., 2014).

Traçando um paralelo com os aços DSS, verifica-se uma granulometria fina,

característica desses aços, levando a grande densidade de contornos de grãos e de interfaces

entre as fases ferrita e austenita, além de diferenças de densidades de discordâncias, que são

provenientes da diferença de resposta à deformação plástica aplicada, já que a austenita possui

41

a capacidade de encruar muito mais que a ferrita, introduzindo nesta uma alta concentração de

tensão.

Como a transformação martensítica induzida por deformação é um processo similar à

recristalização no que diz respeito ao consumo de energia de deformação, esses processos

competem entre si pela energia armazenada durante o processo de amolecimento. Ou seja, o

processo de amolecimento de um material deformado pode ser relacionado à transformação

induzida por deformação (LUO et al, 2004).

Conclui-se que todos esses fatores somados podem afetar a transformação martensítica

reversa, e que, devido às características dos aços DSS do presente trabalho quando comparados

aos aços carbono de recentes estudos (Mac Laren et al., 2006; Ivanisenko et al. 2005; Zhang et

al., 2014) é possível que haja a transformação de ferrita em austenita, cujo mecanismo de

transformação se dá pela deformação plástica a frio, similar a transformação martensítica

reversa.

Adaptando a Figura 19 para a transformação reversa do presente trabalho, a fase estável

em temperaturas superiores a T0 é a ferrita, já a fase estável em temperaturas menores que T0

(T<T0) é a austenita e U é a energia de deformação imposta pelo trabalho a frio. A Figura 20

ilustra esse processo de transformação reversa.

Figura 20 - Energia de Gibbs em função da temperatura para a transformação ferrita em austenita

induzida por deformação (adaptado de PORTER, EASTERLING, SHERIF, 2008).

42

4. MATERIAIS E MÉTODOS

O aço inoxidável dúplex (UNS S31803) deste trabalho foi cedido pelo Centro de

Desenvolvimento de Materiais Metálicos da FEI (CDMatM-FEI), na forma de chapas de 300

mm de comprimento x 200 mm de largura x 3 mm de espessura, produzidas por laminação a

quente. A composição química inicial está apresentada na Tabela 3.

Tabela 3 - Composição química (% em massa) do aço DSS em estudo (fonte: Villares Metals S.A.).

Cr Ni Mo Mn N C Si P S Fe

22,07 5,68 3,20 1,38 0,17 0,017 0,34 0,02 0,001 Balanço

A chapa original foi cortada em 4 tiras de 50 mm de largura e 300 mm de comprimento,

e na sequência as tiras foram solubilizadas em 4 diferentes temperaturas, 1000, 1100, 1175 ou

1200°C, por 30 minutos, e resfriadas em água. Os tratamentos foram realizados no forno tubular

sob atmosfera controlada de nitrogênio, disponível no Centro de Desenvolvimento de Materiais

Metálicos da FEI (CDMatM-FEI).

4.1. Caracterização Microestrutural

Com o objetivo de quantificar as fases presentes das amostras solubilizadas nas quatro

diferentes temperaturas, fez-se a caracterização microestrutural conforme apresentado a seguir.

4.1.1. Preparação dos corpos de prova

A partir das tiras solubilizadas nas diferentes temperaturas, foram cortadas amostras nas

dimensões de 10 mm x 10 mm utilizando-se a máquina de corte do Centro de Desenvolvimento

de Materiais Metálicos da FEI (CDMatM-FEI), e embutidas em resina termofixa de cura a

quente. Para cada temperatura de solubilização foram embutidos três corpos de prova, sendo

um no sentido longitudinal, um no sentido transversal e outro na superfície plana em relação ao

sentido de laminação. A Figura 21 ilustra os sentidos longitudinal (LS), transversal (TS) e plano

(LT) considerados.

43

Figura 21 - Definição dos sentidos longitudinal (LS), transversal (TS) e plano (LT).

Na sequência, os corpos-de-prova foram lixados até 500 mesh e depois polidos com

pasta de diamante de granulação de 6 μm, 3 μm e 1 μm, utilizando lubrificação com álcool

etílico durante as etapas de polimento, em equipamento semiautomático do CDMatM-FEI.

Os corpos-de-prova, depois de polidos, sofreram ataque químico com reativo de Beraha

modificado, cuja composição é de 20 ml de ácido clorídrico e 80 ml de água destilada e

deionizada; a essa solução de estoque são adicionados 1 grama de metabissulfito de potássio e

2 gramas de bifluoreto de amônio imediatamente antes do ataque, que ataca seletivamente a

fase ferrita. Foi também empregado ataque eletrolítico com ácido oxálico, com 6 Vcc de

diferença de potencial, que delineia os contornos entre as fases. O tempo de ataque, para ambos

os métodos, foi de aproximadamente 30 segundos, interrompidos com água. A superfície de

observação foi seca através da evaporação de álcool etílico, auxiliada por jato de ar a frio,

permitindo o registro micrográfico das amostras.

4.1.2. Avaliação da fração de ferrita

Para a medição da fração de ferrita utilizou-se duas técnicas:

a. Medição magnética por ferritoscópio: após o lixamento dos corpos de prova, fez-

se a medição da fração volumétrica de ferrita com o auxílio de um ferritoscópio FISCHER

modelo MP30, calibrado com o auxílio de padrões, tendo como limite de detecção 0,1% de

ferrita. Foram realizadas 10 medições em cada uma das amostras. A fração volumétrica de

austenita é calculada pela equação 6.

)(%)(% 100 volumevolume (6)

44

b. Medição por estereologia quantitativa – microscopia óptica: após o polimento e

ataque químico com reativo de Beraha modificado, fez-se a medição das fases presentes por

meio do software QMetals, parte integrante do sistema de análise de imagens LEICA Q500/W,

conectado ao microscópio LEICA DMLM, disponíveis no CDMatM-FEI. Foram analisados 10

campos por amostra com aumento de 500x.

4.2. Propriedades Mecânicas - Ensaio de Tração

Com a finalidade de determinar as propriedades mecânicas na condição pós-

solubilização, realizaram-se ensaios de tração com taxa de deformação de 0,1 s-1.

Os ensaios de tração foram realizados no Centro de Desenvolvimento de Materiais

Metálicos da FEI (CDMatM-FEI) utilizando-se a máquina de ensaios universal MTS 810.25,

seguindo recomendações da norma ASTM E8M-12, sendo três amostras para cada temperatura

de solubilização, totalizando 12 ensaios. Os corpos de prova foram usinados de acordo com o

croqui da Figura 22, que apresenta medidas em mm, e se baseia na ASTM E8M-12, sendo o

comprimento dos corpos de prova paralelo à seção LS da Figura 21.

Figura 22 - Corpo de prova utilizado no ensaio de tração, baseado na norma ASTM E8M-12 (medidas em

mm).

Pelo ensaio de tração determinou-se o limite de escoamento, o limite de resistência e os

alongamentos total e uniforme. Os dados foram analisados conforme a norma ASTM E646-00.

A partir da curva tensão-deformação verdadeira determinou-se, com auxílio da equação de

Hollomon [equação (2)], o valor do coeficiente de resistência K e o valor do expoente de

encruamento n.

Aproveitando as amostras já deformadas pelo ensaio de tração, com o objetivo de

verificar a ocorrência da transformação ferrita em austenita induzida por deformação plástica

triaxial à frio na região de estricção do corpo-de-prova, foram cortadas amostras no sentido LS,

45

com auxílio da máquina universal de corte do CDMatM-FEI, e embutidas em resina termofixa

de cura a frio.

Utilizando a técnica de medição magnética por ferritoscópio, fez a medição da fase

ferrita em quatro seções, equidistantes 2 mm, no sentido da região sem deformação até a região

mais deformada (região do “pescoço”), tanto a esquerda como a direita do ponto de fratura do

corpo de prova. Para cada seção foram realizadas três medições, totalizando 06 medições por

seção. A fração volumétrica de austenita foi calculada de acordo com a equação 06. A Figura

23 ilustra o corpo de prova de tração e as quatro seções equidistantes de 2 mm a partir da fratura

(seção 2, seção 4, seção 6 e seção 8 mm).

(mm)

Figura 23 - Corte longitudinal dos corpos-de-prova (seção LS da chapa) tracionados.

4.3. Laminação

A partir das 4 tiras do material já solubilizadas, nas quatro diferentes temperaturas, fez-

se o encruamento utilizando o laminador disponível no CDMatM-FEI. As quatro tiras foram

laminadas primeiramente até 10% de redução de espessura; depois de atingida essa redução,

cortou-se, com auxílio da máquina de corte do CDMatM-FEI, uma fatia de 100 mm de

comprimento. Prosseguiu-se a laminação com as 4 tiras até atingir 30% de redução e outra fatia

de 100 mm foi separada e finalmente prosseguiu-se a laminação até 50% de redução de

espessura, obtendo-se 12 amostras conforme mostrado na Tabela 4.

Tabela 4 – Amostras obtidas após deformação a frio por laminação.

Temperatura (°C) 1000 1100 1175 1200

Redução espessura (%) 10 30 50 10 30 50 10 30 50 10 30 50

46

4.4. Caracterização Microestrutural

Após a laminação das 4 tiras, fez-se a caracterização microestrutural para as amostras

deformadas com 10, 30 e 50% de redução de espessura, nas quatro diferentes temperaturas de

solubilização, para os planos LS, LT e TS mostrados na Figura 21.

4.4.1. Preparação dos corpos-de-prova

Utilizou-se a mesma preparação realizada das amostras na condição pós-solubilização

(sem deformação) descrita no item 4.1.1, para cada condição mostrada na Tabela 4.

4.4.2. Avaliação da Fração de Ferrita

Para a medição da fase ferrita utilizou-se, mais uma vez, as duas técnicas de

quantificação de ferrita descritas no item 4.1.2:

a. Medição magnética por ferritoscópio.

b. Medição por estereologia quantitativa – microscopia óptica.

4.5. Microscopia Eletrônica de Varredura

Com o objetivo de verificar detalhes nas microestruturas, fez-se imagens de elétrons

secundários das amostras polidas, após ataque eletrolítico com ácido oxálico, com auxílio do

Microscópio Eletrônico CAMSCAN CS3200LV, disponível no CDMatM-FEI, para as

amostras solubilizadas nas quatro diferentes temperaturas de solubilização e com deformação

em 0, 10, 30 e 50% de redução de espessura.

4.6. Densidade

Cortou-se amostras de 5 mm x 5 mm utilizando-se a máquina de corte de precisão,

disponível no CDMatM-FEI, para três condições de solubilização: temperaturas de 1000, 1100

e 1200°C; e para quatro condições de deformação: 0, 10, 30 e 50% de redução de espessura;

sendo 3 corpos-de-prova por condição, totalizando 36 amostras. Com auxílio de um micrômetro

com precisão de 0,001 mm fez-se a medição das três dimensões principais dos paralelogramos

das amostras, permitindo o cálculo do seu volume, e com auxílio de uma balança de precisão

de 0,1g fez a medição da massa, e dessa maneira calculou-se a densidade conforme equação 7.

V

md (7)

47

Sendo “m” a massa e “V” o volume da amostra.

O objetivo da medição das densidades é poder avaliar a transformação de fase da ferrita

em austenita durante a deformação plástica a frio, pois as densidades das fases ferrita e austenita

são diferentes, já que a ferrita possui estrutura cristalina CCC cujo fator de empacotamento é

igual a 0,68, enquanto que a austenita possui estrutura cristalina CFC cujo fator de

empacotamento é igual a 0,74.

4.7. Difração de raios X

Para confirmar se apenas ferrita e austenita são as fases presentes na microestrutura do

material, antes e após a deformação, foram realizados ensaios de difração de raios X para as

amostras tratadas em 1000, 1100 e 1200°C, com a utilização do difratômetro Shimadzu

XRD-7000 do CDMatM-FEI. Os seguintes parâmetros foram utilizados: radiação de Cu-Kα e

monocromador de Ni, varredura de difração de 35°<2θ<120° a taxa de 1°/min, com amostragem

a cada 0,04°, tensão de 30 kV e corrente de 30 mA.

Outro objetivo do ensaio de difração de raios-X foi quantificar a fração volumétrica das

fases presentes a partir da técnica de padrão interno de intensidades, assumindo que os grãos

estão distribuídos aleatoriamente; dessa maneira, a somatória das áreas integradas dos picos de

difração de uma dada fase é proporcional a sua fração volumétrica (CULLITY; STOCK, 2001)

(MOSER et al., 2014).

4.8. Simulação de Elementos Finitos

Com o objetivo de correlacionar a fração em volume de ferrita nas regiões de medição

com os estados de tensão e deformação impostos, simulações de elementos finitos refinados

foram implementadas para os processos de deformação empregados. As simulações foram

realizadas sob configuração LGC – “Large Geometry Change” (BORST et. Al., 2012) e incluiu

resposta não linear da região plástica (por meio das curvas de tensão-deformação verdadeiras

obtidas experimentalmente obtidas e informadas ao pre-processador como um modelo

constituinte multi-linear) (RAGAB et al., 1998). Todos os cálculos foram baseados na teoria da

plasticidade incremental J2 e incluiu formulação de contato discreto quando necessário (por

exemplo, na laminação). Foi utilizado o software MSC Patran 2013 para o pré e pós-

processamento, enquanto o software MSC Marc 2013 foi usado como “solver”; todas as

condições de contorno da simulação foram configuradas para assegurar o realismo das análises,

e também para alcançar a geometria final das amostras conformadas no laboratório. As malhas

48

implementadas nas simulações foram derivadas de análises de convergência (com 1% de

critério de saturação considerando a tensão equivalente de von Mises) e foram baseadas em

elementos hexaédricos de 8 nós. A Figura 24 mostra as malhas das amostras do ensaio de tração

aplicadas na simulação proposta, enquanto a Figura 25 mostra as malhas aplicadas para a

simulação do processo de laminação.

Figura 24 Malhas propostas no ensaio de tração. a) desenho da peça b) malha da peça c) detalhe central

da malha.

Figura 25 - Malhas propostas no processo de laminação a) rolo+chapa b) detalhe da chapa.

49

A partir da simulação de elementos finitos e por meio de um algorítimo específico

desenvolvido no software MATLAB, foi possível obter uma completa descrição dos estados de

tensão e deformação em cada região, bem como as energias de eformação envolvidas em ambos

os processos, tração e laminação. A energia total de deformação pode ser expressa conforme

equação 8, sendo suas componentes chamadas de energia hidrostática (equação 9) e energia

desviatória (equação 10). A energia hidrostática é responsável pela alteração do volume durante

o carregamento, enquanto que a componente desviatória é responsável pela energia cisalhante

e por isso possui um papel importante na plasticidade e provavelmente na transformação

martensítica reversa. Adcionalmente, a evolução da deformação plástica efetiva foi

quantificada por meio da simulação para cada medida realizada nas amostras reais e validada

conforme a equação 11.

__

323121

2

3

2

2

2

12

12

2

1 d

EUT

(8)

2

3216

21

EU H

(9)

2

31

2

32

2

2112

1

GU D

(10)

(11)

2

3

2

2

2

13

2pppp

50

5. RESULTADOS E DISCUSSÕES

Neste tópico são apresentados os resultados obtidos bem como as discussões à luz da

revisão da literatura apresentada no item 3.

5.1. Caracterização Microestrutural nas condições iniciais

A condição inicial é caracterizada pelas amostras da chapa como recebida após a

solubilização em 1000, 1100, 1175 e 1200°C.

A Figura 26 ilustra as micrografias, obtidas por microscopia óptica, no estado original

das amostras solubilizadas em a) 1000, b) 1100, c) 1175 e d) 1200°C, após ataque eletrolítico

com ácido oxálico, na seção LS das chapas; enquanto a Figura 27 ilustra as micrografias das

amostras tratadas termicamente em 1200°C nas seções LS, TS e LT, respectivamente, que

sofreram ataque químico de Beraha modificado. A fase clara é a austenita, enquanto que a fase

escura é a ferrita.

Pode se verificar, com as imagens das micrografias da Figura 26 e da Figura 27,

corroborando com o diagrama de equilíbrio de fases (vide Figura 6), que as únicas fases

presentes são ferrita e austenita. Além disso, é possível verificar as bandas de austenita e ferrita

características desse tipo de aço.

Na Figura 26, nota-se que com o aumento gradativo da temperatura de solubilização

houve crescimento do tamanho de grão de ferrita e austenita, conforme pode se observar

comparando-se as imagens a) e d).

Já da Figura 27 verifica-se que a micrografia da amostra na direção LS, imagem a),

apresenta uma orientação preferencial dos grãos, provenientes do processo de fabricação da

chapa por laminação à quente, mesmo essa sendo na temperatura mais alta de solubilização

(1200°C); já nos outros dois sentidos essa orientação é mantida, porém menos perceptível. Essa

característica é observada também para as outras temperaturas de solubilização, 1000, 1100 e

1175°C.

51

Figura 26 - Micrografia da amostra com ataque eletrolítico de ácido oxálico, solubilizada a a) 1000°C, b)

1100ºC, c) 1175ºC e d) 1200ºC na seção LS.

a) b)

c) d)

52

Figura 27 - Micrografia da amostra com ataque de Behara modificado a 1200°C, sendo a) na direção LS;

b) na direção TS e c) na direção LT.

a)

b)

c)

53

A Tabela 5 apresenta os valores de fração volumétrica de ferrita e seus desvios padrão,

obtidos por ferritoscópio e por estereologia quantitativa, na condição inicial, para cada

temperatura de solubilização, realizadas nas seções longitudinal (LS), transversal (TS) e plano

(LT). A Figura 28 ilustra a variação da fração de ferrita, medidas pelo ferritoscópio, em função

da temperatura, medidas no sentido LS, TS e LT, enquanto a Figura 29 ilustra essa mesma

variação, quando medidas por estereologia quantitativa, no sentido LS, TS e LT em relação ao

sentido de laminação (Figura 21). Observa-se que quanto maior a temperatura de solubilização

maior é quantidade de ferrita, tanto pelas medições de ferritoscópio quanto pelas medições de

estereologia quantitativa, corroborando com o que já foi mostrado anteriormente no diagrama

de equilíbrio de fases, vide Figura 7.

É possível verificar também que as medições realizadas pelo ferritoscópio, analisando

a mesma temperatura de solubilização, apresentam um “descolamento” maior quando

comparadas as seções LS, TS e LT em relação as medidas realizadas por estereologia

quantitativa; isso porque, dependendo da seção em que a fração volumétrica de ferrita foi

medida, há um maior ou menor alinhamento dos grãos, afetando sua medição por ferritoscópio,

já que trata-se de uma medição com princípio magnético que é afetada por esse alinhamento

preferencial. Percebe-se que esse descolamento é maior para as temperaturas de 1000 e 1100ºC,

em que o alinhamento preferencial da microestrutura é mais acentuado, conforme já

apresentado nas imagens da Figura 26. Além disso, o sentido plano (LT), nessas temperaturas

mais baixas, apresenta maior desvio em relação as outras seções, pelo mesmo motivo exposto,

como pode ser observado na Figura 27.

Tabela 5 – Fração em volume de ferrita nas diferentes temperaturas de solubilização.

Fração Volumétrica de Ferrita

Ferritoscópio Estereologia Quantitativa

Temperatura Longitudinal Transversal Plano Longitudinal Transversal Plano

1000°C 46,5±0,5 47,1±0,8 39,8±0,3 42,2±0,8 47,4±1,2 41,45±0,9

1100°C 51,3±0,7 48,5±0,8 46,1±0,3 51,9±0,7 52,0±0,9 48,13±0,8

1175°C 58,7±0,9 56,8±0,4 59,5±0,4 57,5±1,3 57,9±0,9 55,25±1,3

1200°C 58,4±0,7 56,8±0,8 57,0±0,2 60,4±1,5 59,3±1,2 58,49±1,6

54

Figura 28 – Variação da fração de ferrita, medida por ferritoscópio, nas seções Longitudinal (LS),

Transversal (TS) e Plano (LT), em função da temperatura de solubilização.

Figura 29 - Variação da fração de ferrita, medida por estereologia, nas seções Longitudinal (LS),

Transversal (TS) e Plano (LT), em função da temperatura de solubilização.

55

Para se verificar a concordância com a teoria, elaborou-se um comparativo dos valores

obtidos experimentalmente pelas técnicas de estereologia quantitativa e ferritoscópio com os

valores calculados pelo ThermoCalc®, com base de dados TCFE7 e composição química

22,1%Cr; 5,4%Ni; 3,15%Mo; 0,76%Mn; 0,45%Si; 0,18%N; 0,015%C; Fe - balanço, vide

Figura 7. Esse comparativo é mostrado na Figura 30 para a variação no sentido longitudinal

(LS), na Figura 31 para a variação no sentido transversal (TS) e na Figura 32 no sentido plano

(LT), respectivamente.

Ambas as técnicas empregadas, ferritoscópio e estereologia quantitativa, mostram a

mesma tendência de aumento da fração de ferrita com o aumento da temperatura de

solubilização prevista no ThermoCalc®. É possível verificar também que as duas técnicas

apresentam valores similares entre elas, sendo que na maioria dos pontos, ficam dentro do

desvio padrão apresentado, mesmo sabendo que a técnica por medições magnéticas, caso do

ferritoscópio, são influenciadas pela orientação preferencial dos grãos, como já discutido por

outros autores (MAGNABOSCO; SPOMBERG, 2011).

Verifica-se ainda relativa concordância entre os valores obtidos experimentalmente e os

valores simulados pelo ThermoCalc®, porém para valores de temperaturas mais altas, 1175 e

1200ºC, os valores de fração em volume de ferrita obtidos experimentalmente são menores do

que os valores simulados; isso porque o ThermoCalc® considera condições de equilíbrio

termodinâmico, porém não avalia alterações devido à “textura” imposta pelo processo de

laminação a quente e principalmente, à alterações no tamanho do grão, o que foi já verificado

anteriormente nesse trabalho, vide Figura 26, que afetariam a cinética de transformação de

fases, considerando-se todas as seções do corpo-de-prova (LS, TS e LT).

Observa-se na comparação da Figura 30 à Figura 32 que, tanto para as medições

realizadas pelo ferritoscópio, quanto por estereologia quantitativa, para a temperatura mais

baixa, 1000°C, a fração em volume de ferrita encontrada é maior do que a calculada, com

exceção do sentido plano de análise em relação ao sentido de laminação (LT). Como o

ThermoCalc® considera condição de equilíbrio, esse fato mostra que 30 minutos de tratamento

de solubilização, nessa temperatura, podem não ser suficientes para que se atinja o equilíbrio

termodinâmico, ou ainda, que a simulação por ThermoCalc® pode não representar com exatidão

as fraçãos das fases presentes nas condições estudadas.

56

Figura 30 - Comparativo da evolução da fração de ferrita medida por ferritoscópio e estereologia

quantitativa com o ThermoCalc®, na seção LS.


quantitativa com o ThermoCalc®, na seção TS.

57


quantitativa com o ThermoCalc®, na seção LT.

Com o objetivo de quantificar numericamente essa relação entre os valores calculados

pelo ThermoCalc® e os valores experimentais, foram calculados os coeficientes de correlação

(R2), tanto para as medições realizadas pelo ferritoscópio quanto por estereologia quantitativa;

estes valores são mostrados na Tabela 6.

Tabela 6 - Coeficiente de correlação entre os dados experimentais e a curva calculada pelo ThermoCalc®.

Coeficiente de Correlação (R2)

Ferritoscópio Estereologia

Seção LS 0,985 0,992

Seção TS 0,949 0,998

Seção TL 0,962 0,999

Pode-se constatar da análise da Tabela 7 que tanto os valores obtidos pela medição por

estereologia quantitativa quanto os valores obtidos por ferritoscópio apresentam boa

58

concordância com a curva fornecida pelo ThermoCalc®, já que o menor valor de coeficiente de

correlação calculado é de 0,949 quando medido por ferritoscópio na seção TS; isso pode ser

explicado, mais uma vez, pelo fato de que a medição por ferritoscópio poder ser influenciada

pela “textura” do material, já que ela altera o comportamento de magnetização da ferrita,

considerando que o material como recebido, em chapas de 3 mm de espessura, é produzido por

laminação a quente e esse processo impõe uma “textura” preferencial no sentido de laminação.

Verificando o efeito da composição química na ferrita em função da temperatura de

solubilização, se considerado que o equilíbrio termodinâmico calculado pelo ThermoCalc®,

com base de dados TCFE7 foi atingido, como mostram a Figura 33 à Figura 38, observam-se

variações na composição química da ferrita que podem influenciar na formação das fases

presentes, bem como na transformação ferrita em austenita induzida por deformação, principal

objetivo dessa tese e que será analisado mais a frente.

Figura 33 – Variação da composição química do níquel na ferrita com a variação da temperatura de

solubilização.

59

Figura 34 – Variação da composição química do cromo na ferrita com a variação da temperatura de

solubilização.

Figura 35 – Variação da composição química do manganês na ferrita com a variação da temperatura de

solubilização.

60

Figura 36 – Variação da composição química do silício na ferrita com a variação da temperatura de

solubilização.

Figura 37 – Variação da composição química do molibdênio na ferrita com a variação da temperatura de

solubilização.

61

Figura 38 – Variação da composição química do nitrogênio na ferrita com a variação da temperatura de

solubilização.

5.2. Propriedades mecânicas

As propriedades mecânicas das amostras solubilizadas termicamente nas diversas

temperaturas foram determinadas por meio do ensaio de tração.

A Figura 39 mostra as curvas tensão-deformação de engenharia obtidas para cada

temperatura de solubilização das amostras. A Figura 40 ilustra as curvas tensão-deformação

verdadeiras, até a máxima deformação plástica uniforme, obtida no limite de resistência. A

partir dos dados obtidos do ensaio de tração, utilizando-se a equação de Hollomon (Equação

2), calcularam-se os parâmetros expoente de encruamento (n) e coeficiente de resistência (K).

A Tabela 7 mostra os valores de propriedades mecânicas obtidos do ensaio de tração e os

parâmetros calculados com a equação de Hollomon.

Os resultados obtidos pelo ensaio de tração são os dados de entrada de propriedades

mecânicas (limite de resistência, limite de escoamento, alongamento total e módulo de

elasticidade) para a realização da simulação por elementos finitos.

62

Figura 39 - Diagrama tensão-deformação de engenharia para as amostras solubilizadas em 1000, 1100,

1175 e 1200°C.

Figura 40 - Diagrama tensão-deformação verdadeira para as amostras solubilizadas em 1000, 1100, 1175 e

1200°C.

63

Tabela 7 – Propriedades mecânicas obtidas pelo ensaio de tração.

Temperatura de

solubilização

Limite de

escoamento

Limite de

resistência

Alongamento

total

Expoente de

encruamento

Coeficiente de

resistência

(ºC) LE (MPa) LR (MPa) At-50 mm (%) n K (MPa)

1000 476±2 749±1 41,4±0,4 0,160±0,005 1.178±10

1100 482±3 748±2 36,6±0,8 0,147±0,002 1.138±8

1175 496±4 752±2 32,1±0,6 0,142±0,002 1.146±12

1200 519±4 752±1 30,4±0,4 0,128±0,002 1.121±14

Os resultados apresentados na Tabela 7 mostram que os valores de tensão de escoamento

e o limite de resistência aumentam com o aumento da temperatura de solubilização, coerentes

com os valores de fração volumétrica da ferrita que aumentam também com o aumento da

temperatura de solubilização e estão condizentes com os valores encontrados na literatura,

conforme pode ser observado na Figura 11.

A Figura 41, a Figura 42 e a Figura 43 mostram a evolução do limite de escoamento,

limite de resistência e alongamento total com a fração volumétrica de ferrita, respectivamente,

comparando os resultados aos de Tavares et al (2012), Magnabosco e Donato (2004) e também

com Eckenrod e Pinnnow (1984). Verifica-se que o limite de escoamento aumenta, o limite de

resistência é pouco afetado e o alongamento total diminui com o aumento da fração volumétrica

de ferrita. Esses efeitos são similares aos efeitos encontrados por Eckenrod e Pinnnow (1984),

conforme mostrado na Figura 14. Além disso, é realizada também uma comparação com as

propriedades mecânicas encontradas por Tavares et al. (2012), Magnabosco e Donato (2004) e

o próprio Eckenrod e Pinnnow (1984), corroborando a afirmativa que eles estão condizentes

com a literatura e ainda, mantendo a mesma evolução de comportamento mecânico em relação

ao aumento da fração volumétrica de ferrita.

64

Figura 41 - Evolução do limite de escoamento com a fração volumétrica de ferrita.

Figura 42 - Evolução do limite de resistência com a fração volumétrica de ferrita.

65

Figura 43 - Evolução do alongamento total com a fração volumétrica de ferrita.

A exceção é o limite de resistência dos autores Tavares et al. (2012) e Eckenrod e

Pinnnow (1984), que apresenta valor inferior aos do presente trabalho. Isso pode ser explicado

pela diferença no tamanho de grão, já que, qualitativamente, pela imagem da Figura 44,

observa-se que o tamanho de grão do trabalho de Tavares et al. (2012) é maior que o da presente

pesquisa, e a distribuição das fases também é diferente da encontrada na presente tese. Eckenrod

e Pinnow (1984) não apresentam a micrografia para uma possível comparação.

66

Figura 44 – Comparativo das micrografias, sendo a) de Tavares et. al, 2012 e b) do presente trabalho

solubilizado à 1100°C.

5.3. Caracterização microestrutural após ensaio de tração

Com as amostras tracionadas, que apresentam deformação triaxial na região de

estricção, fez-se também a caracterização microestrutural nas quatro temperaturas de

solubilização: 1000, 1100, 1175 e 1200°C.

As imagens da Figura 45 à Figura 48 mostram as micrografias das amostras tracionadas,

no sentido da região menos deformada para a região mais deformada, região do “pescoço”.

Observa-se que ocorre um maior alinhamento dos grãos conforme se aproxima da região mais

deformada mostrando o efeito da “textura” imposta pela deformação; e também é possível

verificar que quanto maior a temperatura de solubilização maior é o tamanho de grão, mesmo

que qualitativamente, comparando o item a) da Figura 45 com o mesmo item da Figura 48. É

possível ver também a presença de apenas duas fases, ferrita e austenita, de acordo com o que

já foi mostrado anteriormente (Figura 26), e que também será ainda mostrado com os resultados

de DRX desse trabalho.

67

Figura 45 – Micrografias da amostra solubilizada a 1000°C deformada por tração; sendo a)ε=0,14 b)

ε=0,17 c) ε=0,22.

Figura 46 - Micrografias da amostra solubilizada a 1100°C deformada por tração; sendo a)ε=0,13 b)

ε=0,18 c) ε=0,21.

Figura 47 - Micrografias da amostra solubilizada a 1175°C deformada por tração; sendo a)ε=0,13 b)

ε=0,18 c) ε=0,20.

Figura 48 – Micrografias da amostra solubilizada a 1200°C deformada por tração; sendo a)ε=0,12 b)

ε=0,18 c) ε=0,20.

a)

a)

a)

a)

b) c)

b)

b)

b)

c)

c)

c)

68

Para validar a simulação de elementos finitos, na condição triaxial de deformação obtida

no ensaio de tração, os valores de deformação verdadeira, que podem ser calculados conforme

equação 12, obtidos a partir da medição da largura do corpo-de-prova, em cada ponto

equidistante de 2,0 mm (em 2, 4 , 6 e 8 mm da região do pescoço), conforme já mostrado na

Figura 23, foram associados aos valores de deformação simulados por elementos finitos, e

nesses pontos da simulação foram extraídos das simulações os valores de deformação efetiva,

energias de deformação hidrostática, desviatória e total. A Figura 49 mostra a variação entre os

valores medidos e simulados para a temperatura de solubilização de 1000ºC, verifica-se que

praticamente não há diferença, já que esses valores foram propositalmente associados. Fez-se

o mesmo para as outras temperaturas de solubilização obtendo a mesma variação mostrada na

Figura 49. A partir desse momento, todas as análises em função da deformação efetiva são

utilizados os valores obtidos pela simulação de elementos finitos.

i

f

pL

Lln2 (12)

Figura 49 – Comparação da variação da deformação efetiva, medida e simulada em função da distância

relativa ao pescoço do corpo-de-prova, analisada na largura do mesmo.

69

A Tabela 8, então, apresenta os valores de fração em volume de ferrita em função da

deformação efetiva (𝜀�̅�) e do trabalho de deformação (Wd), medidas por ferritoscópio nos quatro

pontos equidistantes 2,0 mm ao longo do corpo-de-prova, iniciando na região de menor

deformação até a região de estricção, região do pescoço, como indicado na Figura 23. Os

valores de deformação efetiva foram obtidos por meio da simulação de elementos finitos e

validados conforme a equação (12); e o trabalho de deformação foi calculado por meio da

equação (13) (DOWLING, 1992):

p

p

n

HdHW

n

p

p

n

pd

0

1

0 1

(13)

Tabela 8 – Variação da fração de ferrita com a deformação efetiva e com o trabalho de deformação.

1000 °C 1100 °C

%Ferrita εp-1000 Wd (MJ/m3) %Ferrita εp-1100 Wd (MJ/m3)

41,7±0,5 0,14 56,65 41,8±0,3 0,13 54,42

40,0±0,4 0,17 76,13 41,0±0,2 0,16 89,86

38,7±0,3 0,20 118,00 39,4±0,4 0,18 161,03

37,7±0,4 0,22 239,05 37,4±0,4 0,21 249,77

1175 °C 1200 °C

%Ferrita εp-1175 Wd (MJ/m3) %Ferrita εp-1200 Wd (MJ/m3)

44,0±0,2 0,13 46,92 50,7±0,3 0,12 5,23

43,4±0,4 0,17 89,21 50,1±0,4 0,16 28,49

42,3±0,3 0,18 155,65 47,5±0,3 0,18 78,73

39,0±0,4 0,20 242,29 43,3±0,3 0,20 181,99

A Figura 50 ilustra a variação da fração em volume de ferrita com a deformação efetiva,

já a Figura 51 ilustra a mesma variação com o trabalho de deformação. Nota-se que a fração

em volume de ferrita, medida por ferritoscópio, diminui tanto com o aumento da deformação

efetiva como também com o aumento do trabalho de deformação, já que estas duas grandezas

são relacionadas.

70

Pode-se observar dois modelos distintos de redução de ferrita, um para as temperaturas

de solubilização mais altas, 1175 e 1200°C, em que as reduções de fração em volume de ferrita

são menos acentuadas nos primeiros estágios de deformação, até aproximadamente 0,17 de

deformação efetiva e depois são mais agressivas caindo até 6% em fração em volume de ferrita

quando a deformação efetiva passa de 0,17 para 0,20. Já para as temperaturas menores, 1000 e

1100°C, a queda em fração de ferrita se apresenta mais distribuída durante todo o processo de

deformação.

Essa diferença de comportamento mostra que tamanho de grão, fração inicial das fases

presentes, bem como composição química das fases são fatores que influenciam diretamente na

transformação martensítica reversa e serão analisados mais adiante.

Figura 50 - Variação da fração de ferrita em função da deformação efetiva.

71

Figura 51 - Variação da fração de ferrita em função do trabalho de deformação.

5.4. Caracterização microestrutural na condição de deformação biaxial – amostras

laminadas

A Figura 52 mostra as micrografias das amostras solubilizadas a 1100°C após ataque

eletrolítico de ácido oxálico, analisadas por microscopia óptica, realizadas no sentido

longitudinal em relação ao sentido de laminação da chapa, seção LS, mostrando a evolução

microestrutural com o aumento da redução de espessura, iniciando na condição de a) 0% de

deformação, depois b) 10%, c) 30% e d) 50%.

As amostras deformadas nas demais temperaturas de solubilização apresentam

evolução semelhante, com alongamento dos grãos de ferrita e austenita no sentido da laminação

aplicada e também as maclas características da fase austenita para o aço inoxidável dúplex, e

não serão aqui apresentadas. Além do mais, no parágrafo a seguir serão apresentadas as

microestruturas reveladas por microscopia eletrônica de varredura, apresentando maiores

detalhes como, por exemplo, as bandas de deformação.

72

Figura 52 - Micrografia da amostra solubilizada em 1100 comm a) 0%, b) 10%, c) 30% e d) 50% de

deformação.

a) b)

c) d)

73

A imagens da Figura 53, Figura 54, Figura 55 e da Figura 56 ilustram as micrografias

das amostras solubilizadas em 1000, 1100, 1175 e 1200°C, respectivamente com redução de

espessura de a) 0, b) 10, c) 30 e d) 50%, , analisadas por microscopia eletrônica de varredura.

Em todas elas é possível verificar, com a evolução microestrutural – 0, 10, 30 e 50% de

redução de espessura, as mesmas constatações para todas as amostras, solubilizadas nas quatro

diferentes temperaturas, 1000, 1100, 1175 e 1200°C:

Presença de apenas duas fases: ferrita e austenita. A austenita pode ser identificada

como a fase em baixo relevo, particularmente nas imagens das amostras sem

deformação (Figura 53, Figura 54, Figura 55 e Figura 56), já que são as regiões em

baixo relevo que apresentam as típicas maclas da estrutura austenítica.

Alinhamento estrutural imposto pela laminação com o aumento do grau de

deformação.

Presença de linhas de deformação na austenita com o aumento do grau de

encruamento.

Observa-se claramente como as linhas de deformação surgem na austenita e não na

ferrita. Isso mostra que os modos de deformação são diferentes entre as duas fases, o que

demonstra maior encruamento da austenita, comparado a ferrita.

Novamente, conforme já mostrado em outras micrografias, pode ser verificada que,

conforme se dá o aumento da temperatura de solubilização, maior é o tamanho de grão,

qualitativamente.

74

Figura 53 - Micrografia da amostra solubilizada em 1000°C com a) 0%, b) 10%, c) 30% e d) 50% de

redução de espessura.

a) b)

c) d)

75



a) b)

c) d)

76



a) b)

c) d)

77



Finalizando, a Figura 57 mostra micrografias ampliadas para as amostras tratadas em

temperaturas de solubilização de 1000, 1100 e 1200°C, respectivamente, todas com 50% de

redução de espessura. Ficam bem envidenciadas as linhas de deformação na austenita e não na

ferrita, mostrando que a resposta da austenita à deformação apliacada é mais acentuada do que

na ferrita. Mais importante, percebe-se uma sobreposição de deformação imposta pela

laminação da austenita na ferrita, e nas regiões destacadas pelos círculos vermelhos, observam-

se pequenos serrilhados, como se a austenita estivesse penetrando na ferrita (intrusão),

a) b)

c) d)

78

preferencialmente nos contornos de fases, mostrando a possível transformação da ferrita em

austenita, objeto de estudo dessa tese.

Figura 57 - Micrografias das amostras solubilizadas em 1000, 1100 e 1200°C, respectivamente, com 50%

de redução de espessura.

79

5.4.1. Avaliação da fração volumétrica de ferrita pós deformação biaxial

Da Tabela 9 a Tabela 12 apresentam-se as frações volumétricas de ferrita determinadas

pelo ferritoscópio Fischer MP30 para cada condição de tratamento em função da redução de

espessura, da respectiva deformação efetiva e do trabalho de deformação, para os sentidos de

laminação: longitudinal (LS), transversal (TS) e plano (LT), respectivamente. Os valores de

deformação efetiva utilizados foram obtidos a partir da simulação por elementos finitos, já o

trabalho de deformação foi calculado por meio da equação (14) (DOWLING, 1992):

Para validar a simulação de elementos finitos, na condição biaxial de deformação obtida

no ensaio de laminação, os valores de deformação verdadeira, que podem ser calculados

conforme equação 14, a partir da medição da espessura do corpo-de-prova após o passe de

laminação, que proporcionou as reduções de espessura de 10, 30 ou 50%, foram associados aos

valores de deformação simulados por elementos finitos, e nesses pontos da simulação foram

extraídos os valores de energias de deformação hidrostática, desviatória e total. Fez-se o mesmo

para as outras temperaturas de solubilização.

i

f

pt

tln1

(14)

Portanto, a Figura 58 ilustra a variação da deformação efetiva calculada de acordo com

a equação 14 em função da deformação efetiva obtida pela simulação por elementos finitos. De

acordo com o que foi proposto, verifica-se que a variação é praticamente imperceptível e dessa

forma valida-se a simulação por elementos finitos para a condição biaxial de deformação.

80

Figura 58 - Relação entre a deformação efetiva calculada pela equação 14 em função da deformação

efetiva simulada por elementos finitos.

Tabela 9 - Fração volumétrica de ferrita, medida pelo ferritoscópio, em função da redução de espessura

para amostras solubilizadas a 1000°C.

% redução

de espessura

FRAÇÃO DE FERIITA [%]

LS LT TS

Deformação

efetiva ( p

)

Trabalho de

Deformação

(MJ/m3)

0 46,47±0,54 47,10±0,77 39,76±0,34 0,00 0

10 43,97±0,67 42,86±0,64 35,58±0,75 0,14 101

30 39,62±0,62 40,57±0,73 34,33±0,56 0,40 345

50 33,67±0,43 34,65±0,40 29,25±0,11 0,78 753

81



% redução

de

espessura


LS LT TS

Deformação efetiva

( p

)

Trabalho de

Deformação

(MJ/m3)

0 51,35±0,75 48,53±0,81 46,15±0,34 0,00 0

10 47,50±0,87 44,77±0,83 43,07±0,83 0,14 102

30 41,69±0,87 41,78±0,64 40,34±0,25 0,40 347

50 32,91±0,53 33,16±0,88 28,84±0,34 0,78 756



% redução de

espessura


LS LT TS

Deformação

efetiva ( p

)

Trabalho de

Deformação

(MJ/m3)

0 58,66±0,87 56,84±0,81 59,47±0,45 0,00 0

10 51,60±0,76 52,53±0,88 50,89±0,81 0,14 103

30 43,84±0,97 43,95±1,03 44,00±0,89 0,40 350

50 34,98±0,95 34,85±0,88 30,21±0,48 0,78 760

82



% redução de

espessura


LS LT TS

Deformação

efetiva ( p

)

Trabalho de

Deformação

(MJ/m3)

0 58,36±0,67 56,78±0,78 56,97±0,25 0,00 0

10 49,41±0,72 49,68±0,41 49,18±0,64 0,14 108

30 45,15±0,67 44,51±0,88 46,55±0,89 0,40 362

50 41,17±0,85 38,42±0,29 43,85±0,19 0,78 779

As imagens da Figura 59, Figura 60, Figura 61 e Figura 62 ilustram os valores da

variação de fração em volume de ferrita, medidos por ferritoscópio, em função da deformação

efetiva; já a Figura 63, a Figura 64, a Figura 65 e a Figura 66 mostram essa variação com o

trabalho de deformação, para as amostras das condições de tratamento, nos sentidos

longitudinal - LS, transversal - TS e plano - TL.

Observa-se claramente para todas as amostras que a fração em volume de ferrita diminui

com o grau de encruamento, representado pela deformação efetiva, bem como com o trabalho

de deformação, calculado conforme equação 13, visto são grandezas correlacionadas, mesmo

considerando todas as temperaturas de solubilização estudadas, independente da seção da chapa

analisada.

Novamente, tem-se que as únicas fases presentes são ferrita e austenita, antes e após a

deformação, de acordo com as imagens de micrografia da Figura 53 à Figura 56, e de acordo

também com os resultados de DRX que serão apresentados no tópico 5.6. Daí pode se afirmar

que essa redução de fração em volume de ferrita é resultado apenas da deformação imposta ao

material.

Verifica-se também, com exceção das amostras solubilizadas em 1000°C, que os valores

obtidos de fração em volume de ferrita são muito similares, independente da seção analisada.

83

Figura 59 - Variação da fração em volume de ferrita, medida pelo ferritoscópio, pela deformação efetiva

para amostra solubilizada a 1000°C.



84

Figura 61 – Variação da fração em volume de ferrita, medida pelo ferritoscópio, pela deformação efetiva




85

Figura 63 - Variação da fração em volume de ferrita, medida pelo ferritoscópio, pelo trabalho de

deformação para amostra solubilizada a 1000°C.



86





87

A Tabela 13, a Tabela 14, a Tabela 15 e a Tabela 16 mostram as frações volumétricas

de ferrita, determinadas por estereologia quantitativa, para cada condição de tratamento em

função da redução de espessura, da deformação efetiva e do trabalho de deformação, para os

sentidos de laminação: longitudinal, transversal e plano.

Tabela 13 - Fração volumétrica de ferrita, medida por estereologia, em função da deformação efetiva e da

redução de espessura para amostras solubilizadas a 1000°C.

% redução de

espessura


LS LT TS

Deformação

efetiva ( p

)

Trabalho de

Deformação

(MJ/m3)

0 42,19±0,85 47,44±1,18 41,45±0,86 0,00 0

10 40,21±0,86 42,02±1,30 35,15±0,82 0,14 108

30 35,02±0,74 39,93±0,47 33,69±0,47 0,40 362

50 33,21±0,81 37,25±1,19 32,01±0,94 0,78 779



% redução de

espessura


LS LT TS

Deformação

efetiva ( p

)

Trabalho de

Deformação

(MJ/m3)

0 51,87±0,75 52,02±0,91 48,13±0,81 0,00 0

10 44,46±0,99 45,01±0,88 46,91±0,88 0,14 108

30 41,23±1,50 40,25±1,02 40,91±1,06 0,40 362

50 33,98±1,42 33,12±1,21 34,78±0,87 0,78 779

88



% redução de

espessura


LS LT TS

Deformação

efetiva ( p

)

Trabalho de

Deformação

(MJ/m3)

0 57,50±1,34 57,89±0,88 55,25±1,33 0,00 0

10 54,88±1,29 55,74±0,93 48,88±1,88 0,14 108

30 50,37±1,39 51,65±1,22 43,16±1,21 0,40 362

50 46,75±1,33 45,05±1,13 33,99±1,01 0,78 779



% redução de

espessura


LS LT TS

Deformação

efetiva ( p

)

Trabalho de

Deformação

(MJ/m3)

0 60,36±1,51 59,26±1,21 58,49±1,64 0,00 0

10 51,98±0,74 53,69±0,84 52,43±1,29 0,14 108

30 44,64±1,23 49,8±1,48 49,36±0,93 0,40 362

50 42,94±0,66 48,84±1,00 44,04±1,24 0,78 779

A Figura 67, a Figura 68, a Figura 69 e a Figura 70 ilustram os valores da variação de

fração em volume de ferrita, medidos por estereologia quantitativa, em função da deformação

efetiva, já a Figura 71, a Figura 72, a Figura 73 e a Figura 74 mostram essa mesma variação

com o trabalho de deformação, para as amostras das condições de tratamento, nos sentidos

longitudinal-LS, transversal-TS e plano-LT.

Com os resultados obtidos por estereologia quantitativa, tem-se caracterizado o mesmo

comportamento de redução de fração em volume de ferrita com o aumento da deformação, em

todas as temperaturas de solubilização e em todas as seções estudadas.

89

Nesse ponto, após análise para uma condição triaxial de deformação pós ensaio de

tração, bem como na condição biaxial pós laminação da chapa em diferentes graus de

encruamento, utilizando-se duas técnicas de medição, pode-se afirmar que a redução na fração

em volume de ferrita com o aumento da deformação imposta ao material, considerando que não

houve aporte térmico e também que as únicas fases presentes são ferrita e austenita, é resultado

de uma transformação adifusional de ferrita em austenita caracterizando a transformação

martensítica reversa, objetivo principal desse trabalho.

Figura 67 - Variação da fração em volume de ferrita, medida por estereologia, pela deformação efetiva


90



Figura 69 – Variação da fração em volume de ferrita, medida por estereologia, pela deformação efetiva


91





92





93



5.4.2. Comparativo de medição: ferritoscópio por estereologia quantitativa

As Figuras a seguir ilustram comparativo entre as medições realizadas por ferritoscópio

e estereologia quantitativa para as amostras deformadas por laminação, nos sentidos

longitudinal-LS, transversal-TS e plano-LT, respectivamente; sendo da Figura 75 à Figura 77

para as amostras solubilizadas em 1000°C; da Figura 78 à Figura 80 para as amostras

solubilizadas em 1100°C; da Figura 81 à Figura 83 para as amostras solubilizadas em 1175°C

e finalmente da Figura 84 à Figura 86 para as amostras solubilizadas em 1200°C.

Os gráficos comparativos apresentados (Figura 75 à Figura 86) mostram uma boa

concordância entre as duas técnicas de medição, sendo que na maioria dos casos os valores

ficam dentro do desvio apresentado. A maior discrepância é vista para as medições realizadas

no sentido longitudinal – LS, em que é possível verificar um maior “descolamento” entre as

medições realizadas por ambas as técnicas, ferritoscópio e estereologia. Uma possível causa é

que a medição por métodos magnéticos, caso do ferritoscópio, é afetada pela “textura” do

material, ou seja, pelo alinhamento preferencial dos grãos da microestrutura; e esse alinhamento

94

é mais acentuado quando as amostras são analisadas nos sentidos longitudinais, conforme pode

ser observado nas imagens de microscopia óptica da . É visível a diferença de “textura” das

amostras analisadas no sentido longitudinal, transversal e plano, sendo que a micrografia

longitudinal apresenta uma “textura” preferencial e na transversal e plana esse alinhamento é

menos acentuado.

Mais importante nessa análise é que ambas as técnicas de medição empregadas,

ferritoscópio e estereologia quantitativa, apresentam a mesma tendência de redução de fração

em volume de ferrita com aumento da deformação, e ambas podem ser consideradas para

avaliação da fração das fases no aço inoxidável dúplex.

Figura 75 - Comparativo das medições da fração volumétrica de ferrita da amostra solubilizada a 1000°C

no sentido longitudinal-LS.

95


no sentido transversal-TS.


no sentido plano-LT.

96





97





98





99





100



5.5. Densidade

O objetivo de se medir a densidade é verificar, mesmo que qualitativamente, a

ocorrência da transformação ferrita em austenita com o aumento da deformação plástica à frio,

pois a austenita, de microestrutura cúbica de face centrada, é mais densa que a ferrita, de

microestrutura cúbica de corpo centrado, ou seja, a fase menos densa, ferrita, estaria sendo

substituída pela fase mais densa, a austenita, se houver aumento da densidade com o aumento

da deformação imposta. A Tabela 17 mostra os valores de densidade, calculados conforme

equação (7). Com os valores obtidos, calculou-se o desvio padrão das médias dos desvios

absolutos a partir da sua média.

Tabela 17 - Densidade calculada conforme equação 7.

Redução de espessura (%)

0 10 30 50

Temperatura de solubilização Densidade (g/cm3)

Desvio

Padrão

1000°C 7,38 7,50 7,57 7,60 0,01

1100°C 7,48 7,60 7,62 7,70 0,01

1200°C 7,51 7,63 7,66 7,71 0,01

101

A Figura 87 ilustra a variação da densidade em função da redução de espessura para as

amostras tratadas em três diferentes temperaturas de solubilização, 1000, 1100 e 1200°C.

Verifica-se que a densidade aumentou com o aumento do grau de encruamento. Isso mostra que

a ferrita foi substituída por uma fase mais densa, a austenita, visto que as únicas fases presentes

nesse aço, antes e após deformação, são ferrita e austenita. Estes dados corroboram os dados

apresentados anteriormente da redução do teor de ferrita com o aumento da deformação.

Sabe-se ainda que a 1000°C, as amostras de deformação, conforme diagramas de

equilíbrio termodinâmico e simulados no ThermoCalc®, mostrado na Figura 7, apresentam

maior fração de austenita, ou seja, a densidade deveria ser maior nessa temperatura do que para

a temperatura de 1100, 1175 e 1200°C. Porém, as composições químicas das fases são

diferentes nas diferentes temperaturas de solubilização, como mostraram as simulações de

ThermoCalc®, mostradas da Figura 33 a Figura 38, ou seja, o efeito da temperatura de

solubilização é bastante nítido, ou seja, densidade maior para a temperatura de solubilização

maior.

Para eliminar esse fator, elaborou-se um gráfico da relação entre o gradiente de

densidade (Δd= d-d0) pela sua densidade sem deformação, Δd/d0, em função da redução de

espessura e pode-se observar na Figura 88 que para a mesma temperatura de solubilização,

quanto maior a deformação imposta (representada pela redução de espessura) maior a densidade

relativa, e portanto essa deformação que é a responsável pelo aumento da fração de austenita e

consequente redução da fração de ferrita.

Verifica-se também, pela Figura 88, que eliminando o fator de variação da composição

química nas diferentes temperaturas de solubilização, os valores da densidade relativa são

praticamente os mesmos, com uma pequena variação na temperatura de 1100°C.

Conclui-se assim que a fração de ferrita para as amostras sem deformação foram

reduzidas após deformação máxima imposta pelo ensaio de laminação, de acordo com o que já

foi discutido anteriormente e sendo este o objetivo principal dessa tese.

102

Figura 87 - Variação da densidade com o grau de encruamento do material.

Figura 88 - Gradiente densidade pela densidade sem deformação em função da redução de espessura.

103

Para corroborar com a afirmativa de redução de fração de ferrita com o aumento da

deformação imposta, a Figura 89 ilustra a variação de fração em volume de ferrita, medida por

estereologia para o sentido longitudinal, em função da densidade, para as amostras solubilizadas

em 1000, 1100 e 1200°C. Lembrando que, para esta avaliação indireta, a temperatura de

solubilização de 1175°C foi suprimida, devido a dificuldade de se obter paralelogramos

perfeitos das amostras restantes tratadas a 1175°C.

Pode-se notar que a fração em volume de ferrita diminui com o aumento da densidade,

mostrando novamente que essa fase está sendo substituída pela fase com maior densidade, a

austenita. Verifica-se também que, para a faixa de temperaturas estudada e para os graus de

encruamento impostos, essa variação possui característica linear, com coeficiente de correlação

(R2) maior ou igual a 0,89. Ainda observa-se que, para cada temperatura de solubilização, a

queda de ferrita, mesmo que linear, ocorre com maior intensidade para as temperaturas de

1100°C e 1200°C e de maneira mais suave para a temperatura de 1000°C, representadas pelas

equações de reta da Figura 89.

Portanto, a medição de densidade pode fornecer dados qualitativos que sugerem a

transformação de fase de ferrita em austenita induzida por deformação.

Figura 89 - Variação da fração em volume de ferrita pela densidade.

104

5.6. Difração de Raios X

Com o intuito de comprovar que as únicas fases presentes são ferrita e austenita, foram

realizados ensaios de difratometria de raios X com radiação Cu-Kα para as amostras

solubilizadas em 1000, 1100, e 1200°C, como apresentado nas imagens da Figura 90 à Figura

92. Observam-se picos apenas de ferrita e austenita, comprovando o exposto, e que esses picos

de ferrita e austenita perdem intensidade e ficam mais largos conforme há o aumento da

deformação: indícios das modificações estruturais que ocorrem no encruamento, devido à

“textura” imposta no processo de laminação.

Figura 90 - Difração de raios X para a amostra solubilizada a 1000°C

105

Figura 91 - Difração de raios X para a amostra solubilizada a 1100°C

Figura 92 - Difração de raios X para as amostras solubilizadas a 1200°C.

106

Outro objetivo do ensaio de difração de raios-X é quantificar as fases presentes, dessa

maneira foi utilizado método proposto por Moser et al. (2014), baseando-se no método do

padrão interno, assumindo que os grãos estão orientados aleatoriamente, e a integral de

intensidade de uma dada fase “i” é proporcional a sua fração volumétrica, “Vi”, conforme

mostrado na equação 15 (MOSER et al., 2014):

j

j

n

j

j

n

j

i

j

in

i

R

I

nR

I

n

R

I

nV

11

1

11

1

(15)

Sendo assim, “n” é o número de picos examinados para cada fase (sendo i e j as fases γ

ou α). O termo “R” é o fator de espalhamento e pode ser descrito pela equação 16 (MOSER et

al., 2014):

M

hkl epFV

R 2

2

2

2 cossin

2cos11

(16)

“V” é a fração volumétrica da célula unitária, “F” é o fator de espalhamento da estrutura,

proporcional a “f”, fator de espalhamento atômico, e este por sua vez pode ser obtido a partir

de “hkl” que são os índices de Miller nos planos de reflexão, “p” é o fator de multiplicação e

“e-2M” é o fator Debye-Waller Factor (DWF).

Obtem-se o fator de estrutura “F” por meio do valor ponderado de espalhamento

atômico “f” em função da composição química em fração atômica da fase e daí tem-se:

a. Para estruturas CCC, F(hkl)=2f se (h+k+l) resultar em número par, ou F(hkl)=0 se

(h+k+l) resultar em número ímpar.

b. Para estruturas CFC, F(hkl)=4f se (h+k), (h+l) e (k+l) resultarem em número par, ou

F(hkl)=0 se as somas dos pares resultarem em números mistos.

A Tabela 18 mostra esses valores para as fases ferrita e austenita. A fração volumétrica

da célula unitária “V” é obtida por meio do parâmetro de rede “a” da ferrita e da austenita, o

qual pode ser calculado conforme a equação 17 (MOSER et al., 2014):

222 lkh

ad

(17)

107

Onde “d” é a distância interplanar obtida pelo DRX para um dado plano indexados pelos

índices de Miller “hkl”. A fração volumétrica da célula unitária “V” da ferrita e austenita é

então calculada por “a3”, corrigida através da correção de Nelson-Riley (NELSON, RILEY,

1945). O método de correção do parâmetro de rede é obtido por meio do diagrama do parâmetro

de rede calculado pela equação 17 em função do parâmetro de correção (PCN-R) proposto,

calculado pela equação 18. A extrapolação da curva obtida para parâmetro de correção igual a

zero (PCN-R = 0) fornece o novo parâmetro de rede corrigido.

22 coscos

2

1

senPC RN (18)

Tabela 18 - Parâmetros para determinação da fração volumétrica das fases.

Austenita (CFC) Ferrita (CCC)

hkl f p DWF hkl f p DWF

(111) 17,42 8 0,959 (110) 17,28 12 0,958

(200) 16,40 6 0,946 (200) 14,69 6 0,917

(220) 13,66 12 0,896 (211) 12,99 24 0,879

(311) 12,31 24 0,860 (220) 11,75 12 0,842

A partir dos valores obtidos nos gráficos da Figura 90 à Figura 92, e com o auxílio das

equações 15, 16 e 17, tem-se os resultados mostrados na Tabela 19.

Tabela 19 - Fração em volume de Ferrita calculado por DRX (MOSER et. al, 2014) (CULLITY, 2009).

Redução de espessura (%)

0 10 30 50

T solubilização

(°C) Fração em volume de ferrita (%)

1000 59,6 58,8 58,5 58,2

1100 69,3 61,6 59,9 58,4

1200 88,0 62,0 58,5 50,1

108

Como já visto pelas outras metodologias de quantificação de fases (estereologia,

ferritoscópio, densidade), pelo DRX ocorre a redução da fração em volume de ferrita em função

do grau de encruamento imposto pela deformação a frio, proveniente do processo de laminação.

As imagens da Figura 93, da Figura 94 e da Figura 95 ilustram, portanto, a variação da

fração em volume de ferrita pela redução de espessura, analisados por DRX, já comparando

com as medidas obtidas por ferritoscópio e estereologia quantitativa, analisadas na seção LT,

para as amostras solubilizadas em 1000, 1100 e 1200°C respectivamente.

Mais uma vez percebe-se que a queda de fração de ferrita pela deformação plástica a

frio ocorre de maneira diferente para cada temperatura de solubilização, mostrando, mais uma

vez, a influência da fração inicial de ferrita bem como a composição química dessa fase.

Figura 93 - Fração em volume de ferrita pelo grau de encruamento das amostras tratadas em 1000°C.

109



110

Outra análise importante pode ser obtida pelo parâmetro de rede da ferrita e austenita,

determinados pós ensaio de DRX. Alterações no parâmetro de rede da austenita pode indicar a

sua formação através da ferrita, pois composição química diferente apresentará parâmetro de

rede diferente.

A Figura 96 mostra os valores obtidos do parâmetro de rede da austenita em função da

redução de espessura do corpo-de-prova submetido ao ensaio de laminação (estado biaxial de

deformação), enquanto que a Figura 97 ilustra os valores obtidos para a ferrita; nas

temperaturas de solubilização de 1000, 1100 e 1200°C e para as reduções de espessura em 0,

10, 30 e 50%, já corrigidos conforme análise apresentada por Nelson e Riley (1945). Verifica-

se uma maior variação nos valores de parâmetro de rede da austenita do que para a ferrita, que

ficou mais estável. Provavelmente uma “nova” austenita, de composição química diferente da

austenita original do DSS, estaria se formando, mudando o valor médio do parâmetro de rede

comparado ao inicial.

Figura 96 - Parâmetro de rede da austenita em função da redução de espessura.

111

Figura 97 - Parâmetro de rede da austenita em função da redução de espessura.

A Figura 98 ilustra o comparativo dos valores obtidos pela análise do DRX para as

amostras não deformadas (0% de redução de espessura) em função da temperatura de

solubilização, comparadas pelos valores calculados com auxílio do software ThermoCalc®,

como também comparados com as medições realizadas por ferritoscópio e estereologia

quantitativa, medidas na seção LT.

Verifica-se, através da Figura 98, que ela pode ser separada em duas regiões: região 01

que corresponde a valores mais altos de fração em volume de ferrita, variando de 56 a 88%,

obtidos pela medição por DRX; e uma região 2 com valores menores de fração em volume de

ferrita, variando de 40 a 66%, obtidos por ferritoscópio e estereologia quantitativa e também

calculados pelo software ThermoCalc®, considerando as temperaturas de solubilização

estudadas.

Os valores mais altos de teor de ferrita, região 1, obtidos pelo DRX, podem ser

atribuídos pelo efeito de “texturização” imposto pelo processo de laminação, salientando que,

mesmo a chapa na condição como recebida foi produzida por laminação à quente, processo

característico desse aço, orientação essa que se manteve mesmo para a tempertaura de

solubilização de 1200°C, conforme já mostrado pelas micrografias da Figura 26.

112

Na região 2, pode-se observar que as amostras solubilizadas em 1000°C produzem

resultados similares, comparando análise por ferritoscopia e estereologia quantitativa, bem

como pela simulação de equilíbrio do ThermoCalc®. Entretanto, para temperaturas de 1100 e

1200°C, os resultados obtidos pelo ThermoCalc® foram maiores que os valores obtidos pelas

outras duas técnicas, aumentando proporcionalmente conforme se dá o aumento da temperatura

de solubilização, isso pelo fato de que o ThermoCalc® não considera o efeito de “textura” e

principalmente tamanho de gão, que pode afetar a cinética de transformação das fases.

Importante salientar que todas as técnicas apresentadas mostram aumento na fração

volumétrica de ferrita com o aumento da temperatura de solubilização.

Figura 98 - Fração em volume de ferrita pela temperatura de solubilização.

113

5.7. Transformação de ferrita em austenita

Com base nos resultados encontrados, pode-se verificar que para todas as amostras

tratadas em diferentes temperaturas de solubilização (1000, 1100, 1175 e 1200°C) e depois

submetidas a um carregamento triaxial (tração) e biaxial (laminação), a fração de ferrita diminui

com o aumento do grau de encruamento.

Em condições de equilíbrio, conforme apresentado pelas simulações de ThermoCalc®

e referenciado na Figura 7, bem como já apresentado pelas difrações de raios-X, vide Figura 90

à Figura 92, sabe-se que para o intervalo de temperaturas estudado as únicas fases presentes no

aço inoxidável dúplex são ferrita e austenita. Esta constatação, somada a observação de que a

fração de ferrita diminui com o aumento da deformação imposta, permitem a suposição de que

há transformação de ferrita em austenita induzida por deformação plástica, similar à

transformação martensítica reversa.

A Figura 99 mostra as frações de ferrita e austenita, calculadas pelo ThermoCalc® em

condições de equilíbrio, comparando-as com os dados experimentais da amostra solubilizada e

da amostra na máxima deformação, na condição de deformação triaxial. A Figura 100 apresenta

a mesma comparação para a condição biaxial, quando medida pelo ferritoscópio, a Figura 101

quando medida por estereologia quantitativa e a Figura 102 quando analisada por DRX;

considerou-se o sentido plano-LT, pois apresenta o menor desvio nas medições, conforme

mostrado na Tabela 6. Verifica-se que, para os dados da amostra solubilizada, existe boa

concordância entre os valores calculados e experimentais, com algumas exceções, conforme

discutido no tópico 5.1; contudo, é nítida a redução da fração de ferrita com a ocorrência da

deformação.

114

Figura 99 - Variação da fração em volume das fases ferrita e austenita calculadas pelo ThermoCalc®,

comparando com os dados experimentais, para a deformação triaxial.


comparando com os dados experimentais, para a deformação biaxial, medidas pelo ferritoscópio.

115


comparando com os dados experimentais, para a deformação biaxial, medidas por estereologia.


comparando com os dados experimentais, para a deformação biaxial, medidas por DRX.

116

Como o ensaio de tração e a laminação foram realizados à temperatura ambiente em

sala com temperatura controlada (23 a 26°C), pode-se descartar qualquer alteração

microestrutural proveniente do aquecimento durante o processo de deformação. Porém, existe

a possibilidade de que um aquecimento local possa ocorrer, gerando bandas de cisalhamento

adiabáticas. Yvanisenko et al (1996) afirmam que podem ser atingidas temperaturas de até

1.000°C para aços perlíticos. Segundo os autores, a deformação plástica nesses aços usualmente

é acompanhada por deformações localizadas. Isso ocorre nos aços ao carbono porque as lamelas

de cementita são obstáculos para a propagação das discordâncias na ferrita, e a deformação

inicia-se nas colônias de perlita orientadas favoravelmente na direção da tensão de

cisalhamento. Em geral, o fenômeno de cisalhamento local é acompanhado pelo amolecimento

local da estrutura, que pode ser devido a razões térmicas ou geométricas. No amolecimento

devido a fatores geométricos, a estrutura orienta-se para uma direção mais fácil para que ocorra

o escorregamento. Exatamente esse tipo de reorientação é observado para os aços perlíticos

quando submetidos a deformações plásticas em taxas de deformação usuais (<1s-1), caso do

ensaio de tração e laminação. Já para o caso do amolecimento devido ao fator térmico, a

temperatura local aumenta quando a taxa de deformação é muito alta (>103 s-1) e o calor gerado

não pode escapar da área de deformação, sendo formadas bandas de cisalhamento adiabático

(IVANISENKO et al, 1996).

Portanto, em comparação ao aço inoxidável do presente trabalho, as estruturas de bandas

de ferrita e de austenita seriam o obstáculo à propagação das discordâncias, conforme mostrado

nas micrografias da Figura 53 à Figura 56, bem como as linhas de deformação na austenita, que

podem ser observadas nas imagens da Figura 57 e também a granulação fina usual desses aços.

Como no ensaio de tração e na laminação realizada, a taxa de deformação é inferior a 1,0 s-1, o

amolecimento geométrico torna-se preferencial em relação ao amolecimento térmico, daí uma

segunda constatação é que se pode descartar a razão térmica na transformação da ferrita em

austenita, e por exclusão, o mecanismo da formação da austenita é a deformação plástica

imposta no ensaio de tração e na laminação, via transformação martensítica reversa induzida

por deformação da ferrita em austenita.

Para validar esta afirmação, o aumento máximo local de temperatura pode ser estimado

a partir da equação 19, considerando um processo de deformação sem atrito (DIETER, 1998).

Para a máxima combinação tensão (σ) e deformação (ε) atingida, considerando a densidade do

aço estudado (ρ) como 7,85 g/cm3 e calor específico (c) de 450 J/kg ºC, e ainda assumindo que

a fração do trabalho de deformação convertida em calor (β) é igual a 0,95, as temperaturas

aumentaram a um máximo de 50,2 e 87,6 ° C durante à tração e laminação respectivamente, o

117

que mostra que nenhum aumento significativo de temperatura local pode ser encontrado nas

amostras.

cT (19)

Percebe-se ainda que a diminuição do teor de ferrita com o aumento do grau de

deformação, representada pela deformação efetiva, para cada temperatura de solubilização,

ocorre com características diferentes, como pode ser observado para as amostras deformadas

por tração (deformação triaxial) na Figura 50. A mesma constatação também ocorre para as

amostras deformadas por laminação (deformação biaxial) em todas as condições estudadas, e

apresentadas na Figura 59 à Figura 62, quando medidas por ferritoscópio e na Figura 67 à Figura

70, quando medidas por estereologia quantitativa.

Uma provável explicação para esse fato é que a fração inicial de ferrita, antes da

deformação, é diferente para cada temperatura. A variação do tamanho de grão também é outro

fator que pode ser atribuído como causa para essa mudança de característica, já que,

qualitativamente, o tamanho de grão aumenta com a temperatura de solubilização, conforme

mostrado na Figura 26. Diferenças no tamanho de grão implicam em quantidades diferentes de

interfaces ferrita-austenita, e portanto, menor ou maior quantidade de sítios de nucleação de

austenita induzida por deformação. Essas diferenças fazem com que a resposta à deformação

também seja diferenciada, afetando também a estabilidade da ferrita presente e, portanto a

transformação de ferrita em austenita induzida por deformação é afetada.

As imagens da Figura 103, da Figura 104, da Figura 105 e da Figura 106 mostram um

comparativo entre os valores de fração de ferrita obtidos para a deformação triaxial e biaxial,

em função da deformação efetiva, ambos medidos por ferritoscópio, para as temperaturas de

solubilização de 1000, 1100, 1175 e 1200°C. É possível verificar também que para todas as

temperaturas, para uma mesma deformação efetiva, a redução de fração em volume de ferrita

na condição biaxial é menor que a redução da condição triaxial, podendo-se inferir que, a

transformação martensítica reversa induzida por deformação de ferrita em austenita nessa

condição é mais intensa.

118

Figura 103 - Comparativo entre os valores medidos por ferritoscópio, para a condição triaxial e biaxial, para as

amostras solubilizadas em 1000°C.



119



Figura 106 - Comparativo entre os valores medidos para a condição triaxial e biaxial, para as amostras solubilizadas

em 1200°C.

120

Da teoria da plasticidade, sabe-se que a deformação plástica depende da maneira

segundo a qual é exercida a solicitação mecânica para se atingir o estado final. No caso do

presente trabalho há dois tipos de solicitação a ser analisada: estado de tensão e deformação

triaxial proveniente do ensaio de tração, na região do pescoço do corpo-de-prova e o estado de

tensão e deformação biaxial proveniente do ensaio de laminação (DIETER, 1988).

O comportamento do material à deformação plástica é afetado por componentes

cisalhantes e elas são diferentes quando comparam-se aa deformação em estado triaxial

(estricção no ensaio de tração) e a deformação biaxial (ensaio de laminação), e por essa razão

a transformação martensítica reversa também é caracterizada por comportamentos diferentes,

conforme mostrado nas imagens da Figura 103 à Figura 106, evidenciando a importância desse

estudo.

A partir da simulação de elementos finitos e com auxílio de um algoritimo de

programação realizada no MatLab foi possível determinar a deformação plástica imposta nos

ensaios, bem como as energias total, desviatória e hidrostática. A Figura 107 ilustra a amostra

de tração deformada, simulada por elementos finitos, na região do pescoço, enquanto que a

Figura 108 ilustra a amostra deformada pelo processo de laminação.

Figura 107 - Imagem da amostra deformada obtida na simulação por elementos finitos. a) amostra de tração

deformada b) detalhe central da amostra; sendo a escala mostrada ao lado a tensão de von-Mises em MPa.

121

Figura 108 – Imagem da amostra deformada obtida na simulação por elementos finitos no processo de laminação;

sendo a escala mostrada ao lado a a tensão de von-Mises em MPa.

A Figura 109 ilustra a fração em volume de ferrita em função da deformação plástica

efetiva, imposta pelos processos de laminação e tração; os valores da deformação plástica foram

derivados da simulação por elementos finitos, para todas as amostras estudadas.

Pode se verificar que, apesar da condição inicial, há uma redução na fração em volume

de ferrita com o aumento da deformação aplicada, para ambos os processos, e como apenas

ferrita e austenita são as fases presentes antes e após a deformação, e não há aquecimento

pronunciado na deformação, conclui-se que a redução da fração de ferrita ocorre por um

processo sem difusão, cuja energia necessária é ativada por um processo de cisalhamento

resultante da deformação aplicada, confirmando a transformação martensítica reversa induzida

por deformação (TMRID), já que não existe ativação térmica durante o processo.

122

Figura 109 - Fração em volume de ferrita pela deformação plástica efetiva.

Pode-se verificar também que a queda de fração em ferrita com o aumento da

deformação, representada pela deformação plástica efetiva, ocorre de maneira diferente

considerando as temperaturas de solubilização estudadas. Uma primeira explicação é que a

fração inicial de ferrita, antes da deformação, é diferente para cada temperatura analisada.

Considerando isso, foi analisada a relação entre o gradiente da fração volumétrica de ferrita

(Δα= α0 - α) pela sua fração inicial, Δα/α0, ou seja, a relação de redução de ferrita em função

da deformação plástica efetiva, e das energias desviatórica e total, incluindo todas as

temperaturas de solubilização estudadas e os estados de deformação aplicados (biaxial, gerado

pelo processo de laminação, e triaxial, gerado durante o ensaio de tração na região do pescoço

do coprpo-de-prova). Essas análises são apresentadas da Figura 110 à Figura 112,

respectivamente.

123

Figura 110 – Relação Δα/α0 em função da deformação plástica efetiva

Na Figura 110 pode ser observado que quanto maior a deformação plástica efetiva,

maior a relação Δα/α0, como já explicado na Figura 109. Pode ser verificado também que para

uma mesma deformação plástica efetiva, o estado de tensão triaxial gerado pelo ensaio de tração

na região do enpescoçamento do corpo-de-prova exerce maior influencia na relação Δα/α0 do

que no processo biaxial de laminação.

124

Figura 111 – Relação Δα/α0 em função da energia desviatória

Figura 112 – Relação Δα/α0 em função da energia total.

125

Analisando da Figura 110 à Figura 112, fica evidente duas regiões bem definidas, uma

região governada pelo ensaio de tração em estado triaxial de deformação e outra região

governada pelo processo de laminação em estado biaxial. Fica claro também, comparando as

imagens da Figura 111 e da Figura 112 que a energia total é praticamente composta pela energia

desviatória, ou seja, a energia hidrostática pode ser desconsiderada. Destaca-se que a energia

desviatória é a que promove o cisalhamento e a deformação plástica, responsáveis pela TMRID.

A análise do comportamento de redução de ferrita (Δα/α0) para uma única temperatura

de solubilização evidencia melhor esse aspecto de regiões distintas. No estado de tensão triaxial,

obtido no pescoço dos corpos-de-prova do ensaio de tração, tem-se uma quantidade maior de

ferrita transformada induzida por deformação plástica do que aquela obtida no estado biaxial

gerado pelo processo de laminação, para uma mesma quantidade de energia desviatória

imposta. As imagens da Figure 113 até a Figura 116 ilustram esse comportamento.

Figure 113 – Relação Δα/α0 em função da energia desviatória, para amostras solubilizadas em 1000°C.

126

Figure 114 - Relação Δα/α0 em função da energia desviatória, para amostras solubilizadas em 1100°C.

Figura 115 - Relação Δα/α0 em função da energia desviatória, para amostras solubilizadas em 1175°C.

127

Figura 116 - Relação Δα/α0 em função da energia desviatória, para amostras solubilizadas em 1200°C.

Portanto, fica evidente que a energia de deformação envolvida em cada processo (tração

ou laminação) é o parametro que mais afeta a transformação martensítica reversa. Entretanto,

diferentes modos de carregamento levam a diferentes distribuições de estado de tensão e

deformação, influenciando a transformação reversa de ferrita em austenita no aço inoxidável

dúplex estudado.

128

6. CONCLUSÕES

1. As fases presentes no aço inoxidável dúplex estudado, em todas as condições

impostas, são ferrita e austenita conforme atestado por difração de raios X.

2. Independente da técnica de medida utilizada (estereologia, ferristoscopia e

difração de raios X), a fração volumétrica de ferrita medida à temperatura

ambiente é tanto maior quanto maior é a temperatura de solubilização, em

concordância com o que é previsto no ThermoCalc®.

3. Independente da técnica de medida utilizada e independente do tipo de

deformação imposta (biaxial ou triaxial), a fração volumétrica da ferrita diminui

com o aumento da deformação.

4. A densidade aumenta com o aumento da deformação, em concordância com os

dados de diminuição da fração volumétrica da ferrita que diminui com o

aumento da deformação.

5. A redução de ferrita com o aumento da deformação imposta, e a presença de

paenas ferrita e austenita nas microestruturas, levam à conclusão de que houve

uma transformação martensítica reversa induzida por deformação (TMRID) de

ferrita em austenita.

6. A diminuição da fração de ferrita apresenta-se de maneira diferente para as

diferentes temperaturas de solubilização, evidenciando que, dependendo da

microestrutura inicial, particularmente do tamanho de grão das fases e da fração

de ferrita e austenita presentes, a resposta à deformação é diferente.

7. Tanto deformação triaxial como biaxial mostram queda de fração em volume de

ferrita com o aumento do grau de encruamento, porém na condição triaxial a

transformação é mais acentuada, mostrando que esforços cisalhantes são

condição necessária para que ocorra a transformação.

8. A quantidade de TMRID é proporcional a energia de deformação, mas

diferentes estados de tensão-deformação levam a comportamentos de

transformação diferentes. No estado de tensão triaxial obtida durante estricção

das amostras submetidas ao ensaio de tração, a quantidade de ferrita

transformada por TMRID em um nível de energia de deformação específica foi

maior do que o obtido no estado de tensão biaxial obtida por laminação plana.

129

9. Diferentes estados de tensão e energias de deformação relacionados, e não

apenas a quantidade de deformação plástica, afetam o comportamento do

TMRID de ferrita em austenite do DSS.

7. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS

1. Validar a transformação de ferrita em austenita induzida por deformação

utilizando temperaturas de solubilização diferentes do presente trabalho, como

por exemplo, 1025, 1050, 1125 e 1150°C, e mantendo os métodos de

deformação aplicados (tração e laminação).

2. Estudar e verificar a ocorrência da transformação martensitica reversa no aço

inoxidável dúplex para outros métodos de deformação, como por exemplo

ensaios de compressão e torção.

3. Verificar a ocorrência da TMRID, nas mesmas condições do presente trabalho,

para um aço inoxidável super dúplex.

130

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