UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

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UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS

CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E TECNOLOGIA

PROGRAMA DE PốS-GRADUAđấO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE

MATERIAIS

  

ỀINFLUÊNCIA DA MICROESTRUTURA E DAS CONDIđỏES DE

DEFORMAđấO NAS CURVAS DE ESCOAMENTO PLÁSTICO DE AđOS

  

INOXIDÁVEIS DÚPLEX NO ENSAIO DE TORđấO A QUENTEỂ

Gedeon Silva Reis

  UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E TECNOLOGIA

  PROGRAMA DE PốS-GRADUAđấO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

  ỀINFLUÊNCIA DA MICROESTRUTURA E DAS CONDIđỏES DE DEFORMAđấO NAS CURVAS DE ESCOAMENTO PLÁSTICO DE AÇOS INOXIDÁVEIS DÚPLEX

  NO ENSAIO DE TORđấO A QUENTEỂ GEDEON SILVA REIS

  Tese apresentada ao Programa de Pós- Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais como requisito parcial à obtenção do título de DOUTOR EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

  Orientador: Prof. Dr. Oscar Balancin Agência Financiadora: CAPES

  FICHA CATALOGRÁFICA Reis, Gedeon Silva

  Influência da Microestrutura e das condições de deformação nas Curvas de Escoamento Plástico de Aços Inoxidáveis Dúplex no Ensaio de Torção a Quente. São Carlos, UFSCar, 1999. 160p. Tese de Doutorado apresentada ao Programa de Pós-

  Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais como requisito parcial à obtenção do título de Doutor em Ciência e Engenharia de Materiais.

  1 - Aços Inoxidáveis Dúplex 2 - Microestruturas 3 - Curvas de Escoamento Plástico 4 - Ductilidade a Quente I- Título

  DEDICATÓRIA

  Aos meus filhos

  Professor do Centro Federal de Educação Tecnológica do Maranhão CEFET/MA Engenheiro Mecânico pela Universidade Estadual do Maranhão

  MEMBROS DA BANCA EXAMINADORA DA TESE DE DOUTORADO DE

  APRESENTADA AO PROGRAMA DE PốS-GRADUAđấO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS, DA UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS, EM 19 DE OUTUBRO DE 1999.

  BANCA EXAMINADORA: Prof. Dr. Oscar Balancin

  Orientador / DEMa-UFSCar Prof. Dr. Paulo Roberto Cetlin

  DEMET-UFMG Prof. Dr. Luis Carlos Casteletti

  EESC-USP Prof. Dr. Walter Libardi

  DEMa-UFSCar Prof. Dr. Alberto Moreira Jorge Júnior

  DEMa-UFSCar

  RESUMO

  Neste trabalho, investigou-se a relação entre microestrutura, comportamento de escoamento plástico e características de falhas por meio de ensaios de torção a quente de aços inoxidáveis dúplex. Três tipo de aços com diferentes frações volumétricas das fases ferrítica e austenítica foram deformados

  • 1

  em temperaturas variando de 850 a 1200 .

  °C e taxas de deformações de 0,3 a 5 s Os resultados mostraram que a forma da curva de escoamento plástico depende fortemente da fração volumétrica, morfologia, distribuição das fases e da natureza das interfaces. Quando as amostras dos aços dúplex são essencialmente ferríticas, o comportamento mecânico é determinado pela matriz e a curva de escoamento plástico é típica de materiais que sofrem recristalização dinâmica contínua. A ductilidade desse tipo de microestrutura é muito grande. Quando a fração de austenita é aumentada, partículas de Widmanstätten precipitam, dificultando a deformação da matriz ferrítica, aumentando a resistência do material. Neste caso, a curva de escoamento plástico é caracterizada por um rápido endurecimento até um pico de tensão, seguido de uma extensa região de amaciamento. A falha nesse tipo de microestrutura ocorre pela restrição, por parte das partículas de austenita, da movimentação dos grãos recristalizados de ferrita. Quando a segunda fase forma uma rede contínua nos contornos da matriz ferrítica, o material falha, durante a deformação a quente, por deslizamento de contornos de grãos. Neste caso, a ductilidade é baixa e independe da quantidade da segunda fase, austenítica. Quando as partículas de austenita estão dispersas grosseiramente dentro da matriz, a curva de escoamento plástico mostra um pico de tensão separando regiões extensas de encruamento e amaciamento. Em altas proporções das fases ferrítica e austenítica (~50/50 =

  α/γ) a microestrutura é caracterizada pela percolação de ambas as fases nas amostras. A curva toma uma forma bem particular nos ensaios de torção a quente. A falha, neste caso, ocorre por aberturas de cavidades em

  

ABSTRACT

  The influence of the microstructure on flow plastic behavior and failure characteristics of duplex stainless steels were studied by hot torsion tests. Three kinds of steels, with different volume fraction of ferritic and austenitic phases were

  o

  deformed in temperature range from 850 to 1200 C and strain rates range from 0.3 to

  • 1

  5.0 s . The results show that the shape of the flow stress curves depends strongly on the volume fraction, morphology, phases distribution and on the interface nature. When the specimens of the duplex stainless steel are essentially ferritic, mechanical behavior is determined by the matrix and the shape of the flow stress curve is typically of materials that softening by continuous dynamic recrystallization. The ductility of this kind of microstructure is very high. When the austenite volume fraction is increased, Widmanstätten austenite particles difficult the matrix deformation and increase the material strength. In this case, the flow stress is characterized by a very fast hardening to the peak stress, followed by a very large softening region. This type of microstructure failure is caused by austenite particles that constraint the movement of the recrystallized ferrite grains. When the second phase forms a continuous net structure surrounding the ferrite grains, the hot strained material failure by means of grain sliding. In this type of microstructure, the material presents low ductility and is independent of austenitic volume fraction. When the austenite particles are coarsened inside the matrix, the flow stress displays a peak stress, dividing extensive hardening and softening regions . When the ferritic and austenitic phases are present in high volume fractions (~50/50 = α/γ), the microstructure is characterized by the percolation of the both phases present in the samples, and the flow stress curve acquires a very particular shape. In this case, the failure occurs by cavities formation at triple points and at ferritic and austenitic interfaces, due to the dissimilar behavior of the both phases present during the hot deformation.

SÍMBOLOS E ABREVIATURAS

  ε → Taxa de Deformação

  • ε → Deformação Equivalente eq

  ε → Deformação na Fratura f ε → Deformação de Pico p

  σ y → Tensão de Início do Escoamento σ p → Tensão de Pico Tx.Aq.

  → Taxa de Aquecimento T.T. → Temperatura de Tratamento ou Tratamento Térmico t.e. → Tempo de Espera T.E. → Temperatura de Ensaio LF → Laminado a Frio

  f → Fração Volumétrica v E.B.F.

  → Estrutura Bruta de Fusão E.T. → Estrutura Trabalhada

  Introdução

  No mundo moderno, a globalização ocupa cada vez mais espaço nas relações entre países e, consequentemente, a competitividade, que inclui produtos cada vez melhores a preços cada vez menores, requer um nível de conhecimento científico e tecnológico nunca antes exigido na história da humanidade.

  A indústria, neste mundo globalizado, tem uma importância estratégica, pois cada vez mais industrializam-se os mais diversos tipos de produtos, decrescendo os custos de produção. Do ponto de vista industrial, para se processar um certo produto com qualidade e competitividade tem que se conhecer todas as etapas desse processo, desde a matéria prima até o produto final.

  Quando se fala em um produto, certamente em algum momento está se falando no material do qual este é feito. Especificamente na área de materiais metálicos, onde o consumo global é absurdamente grande e a competitividade requer uma racionalização de métodos de produção nas mesmas proporções, o desenvolvimento científico e tecnológico é primordial e a cada dia necessita-se conhecer mais profundamente as relações entre estrutura, processamento e propriedades para cada material. A etapa de processamento, do ponto de vista econômico extremamente importante, envolve plantas industriais enormes, que não viabilizam mudanças bruscas, para atender um ou outro produto, e está recebendo uma atenção maior do que antes recebia.

  A realização de estudos envolvendo a etapa de processamento de materiais metálicos, como por exemplo laminação e forjamento, dentro de uma planta industrial é praticamente impossível. Para superar estas dificuldades foram desenvolvidos métodos experimentais em escala de laboratório que podem simular o processamento industrial, tais como ensaios de torção, compressão, tração, etc. Dentre estes ensaios, um dos que vêm sendo utilizados com mais frequência é o de torção a quente. Com este ensaio pode-se investigar as variações da ductilidade e resistência mecânica durante o trabalho a quente em função dos parâmetros deformação a quente, pois é possível realizar resfriamento rápido da amostra em qualquer etapa do ensaio (1-7).

  Utilizando estes métodos de laboratório, extremo volume de pesquisas vem sendo realizado nas últimas décadas visando o entendimento do processamento industrial a quente de materiais metálicos, em especial de aços. Embora muitos esforços tenham sido feitos para determinar os mecanismos e parâmetros do processamento a quente, a maioria destas pesquisas está centralizada em materiais que são monofásicos durante a deformação a quente. Em bifásicos, a presença de uma segunda fase massiva dentro de uma matriz durante o processamento aumenta a complexidade do processo de deformação, e como consequência, a microestrutura pode limitar a quantidade de deformação a que o material pode ser submetido sem falhar.

  Os aços inoxidáveis dúplex que vêm tendo um aumento gradual de utilização, devido às suas excelentes combinações de propriedades, necessitam de um cuidado especial durante o processamento mecânico dada a existência de faixa de baixa ductilidade durante o trabalho a quente. O objetivo deste trabalho foi entender o comportamento mecânico dos aços dúplex na deformação a quente, por meio de ensaios de torção a quente, realizando um estudo sistemático que relacionou microestrutura, comportamento de escoamento plástico e características de falhas. Uma grande variedade de microestruturas foi produzida por meio da utilização de composições químicas e tratamentos térmicos, e diferentes comportamentos mecânicos foram observados.

  2 - Revisão Bibliográfica

  2.1 - Introdução A quantidade de deformação a que um material metálico pode ser submetido sem falhar durante o processamento metalúrgico depende fundamentalmente do material, das condições de deformação e das características do processo empregado. O esforço requerido para trabalhar um dado material até diferentes níveis de deformação é uma resposta da estrutura desse material às condições impostas.

  Durante a deformação a quente, mecanismos de endurecimento como o encruamento e mecanismos de amaciamentos como a recuperação e recristalização dinâmica podem operar concomitantemente na estrutura do material metálico. Esses mecanismos influenciam diretamente os níveis de ductilidade e de resistência mecânica apresentadas pelos materiais metálicos durante a deformação a quente. Quando os mecanismos de endurecimento predominam, a resistência mecânica do material é aumentada enquanto que a ductilidade decresce. Entretanto, quando os mecanismos de amaciamentos predominam, a resistência decresce enquanto a ductilidade é aumentada.

  A resistência mecânica dos materiais deve ser bem conhecida para que sejam projetados equipamentos com potências necessárias para a conformação mecânica. Por outro lado, a ductilidade exerce um papel muito importante na deformação a quente do material, pois pode ser utilizada para indicar direções alternativas para se alcançar melhores níveis de trabalhabilidade. Esta otimização pode ser alcançada através de variações da composição química do material, ou das condições de deformação como temperatura e a taxa de deformação.

  A seguir far-se-á uma breve revisão da metalurgia da deformação a quente.

  2.2 - Mecanismos de Endurecimento encruamento ocorre quando metais e ligas são deformados a quente e tem-se um aumento na densidade de discordâncias, que por sua vez interagem umas com as outras, impedindo seus movimentos através da rede cristalina.

  Em processos de conformação plástica, como laminação e forjamento, a maior parte da energia que é dispendida para a realização do trabalho mecânico é dissipada em forma de calor e apenas frações de 2% a 10% desta energia permanecem dentro do reticulado cristalino na forma de defeitos como vacâncias, maclas, falhas de empilhamento e discordâncias (8,9). A densidade e distribuição dos defeitos criados durante a deformação dependem de fatores característicos de cada liga como a estrutura cristalina, a natureza química, a pureza do metal e o tamanho e forma dos grãos iniciais, além das condições de deformação, ou seja, da temperatura e taxa de deformação (10).

  A energia de falha de empilhamento é a característica que mais afeta a distribuição e densidade de discordância em uma estrutura deformada. Em materiais com baixa energia de falha de empilhamento, como aços austeníticos (figura 2.1), as discordâncias dissociadas em parciais têm baixa mobilidade devido à dificuldade que as mesmas têm em mudar de planos de deslizamento através dos mecanismos de escalagem e deslizamento cruzado. A subestrutura de deformação destes materiais contém uma alta densidade de discordâncias, formando um arranjo planar de alta energia (11).

  Em metais com alta energia de falha de empilhamento, como o alumínio (Al) e o ferro (Fe-

  α), a subestrutura formada durante a deformação contém regiões com altas e baixas densidades de discordâncias devido à facilidade de operação de mecanismos de movimentação de discordâncias como a escalagem e o deslizamento cruzado. Tais subestruturas são referidas como celular e, em comparação à dos metais com baixa energia de falha de empilhamento, têm menor densidade de discordâncias e uma distribuição mais heterogênea (12).

  A densidade e distribuição das discordâncias são fortemente afetadas heterogeneidade na distribuição de discordâncias pode eventualmente levar ao desenvolvimento de bandas de deformação que são importantes para o processo de recristalização. Dentro destas bandas as células são menores, alongadas e podem desenvolver grande desorientação entre os dois lados da banda (14).

  0,0 0,5 1,0 1,5 2,0

  60

  90 120 150 180

  Temperatura de Ensaio ( o

  C) 900 1000 1100

  T e nsã o Eq u iv a lente (M P a )

  Deformação Equivalente ( ε eq )

Figura 2.1 - Curvas de escoamento plástico do aço inoxidável austenítico 316 deformado com ε =1 s

  • 1 (15).

  2.3 - Mecanismos de Amaciamento Durante o processamento a quente de material metálico, mecanismos de restauração como a recuperação e a recristalização atuam simultaneamente aos mecanismos de encruamento. Tais processos, quando ocorrem durante a deformação plástica, são chamados recuperação e recristalização dinâmicas.

  2.3.1 - Recuperação Dinâmica Quando um material metálico é submetido a deformação plástica, sua presente na deformação a quente. Em materiais metálicos onde a escalagem e o deslizamento cruzado, que são termicamente ativados, ocorrem com relativa facilidade, quando em processamento, a recuperação dinâmica é o único processo de restauração operante (11). As figuras 2.2 e 2.3 mostram curvas de escoamento plástico típicas de materiais metálicos onde o único processo de amaciamento atuante é a recuperação dinâmica. Durante a parte inicial da deformação, tem-se um aumento significativo da densidade de discordâncias na estrutura do material, que nas curvas de escoamento plástico está sendo representada pela parte inicial, onde se tem uma grande inclinação da curva. As discordâncias tornam-se mais emaranhadas no decorrer da deformação formando células e em seguida subgrãos (11). Como a deformação prossegue, atinge-se o estado estacionário. Este comportamento é típico de materiais com alta energia de falha de empilhamento em que as discordâncias têm alta mobilidade.

  120 o Temperatura de Ensaio (

  C) 650 700

  100 750 800

  Pa) 850

  80 (M e

  900 lent a

  60 uiv

  40 ão Eq s n e T

  20 0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2

Deformação Equivalente (ε )

eq

Figura 2.2 - Curvas de escoamento plástico do ferro Armco realizadas com

  • 1 =0,0015 s (16).

  ε

  160

  • -1

  Taxa de Deformação (s ) -1 5,0.10 140

  • -2

  5,0.10 -3 Pa)

  5,0.10 120

  • -4

  (M 5,0.10 e

  • -4

  1,5.10 100

  • -5

  6,0.10 valent ui

  80 ão Eq s n

  60 e T

  40 0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 Deformação Equivalente (ε ) eq

Figura 2.3 - Curvas de escoamento plástico do ferro Armco realizadas a 700

  °C mostrando o efeito da taxa de deformação (16).

  2.3.2 - Recristalização Dinâmica Quando em um material metálico a escalagem e o deslizamento cruzado não operarem mais de maneira efetiva, devido à baixa mobilidade de discordância, surge durante a deformação a quente um outro processo de restauração em deformações maiores, que é a recristalização dinâmica. Neste caso, tem-se a formação de uma subestrutura de arranjos planares de discordância que não é completamente recuperada durante a deformação. Assim, as células têm tamanhos relativamente menores e suas paredes são mais emaranhadas quando comparadas com metais que sofrem alto grau de recuperação dinâmica.

  A recristalização dinâmica nos materiais metálicos pode iniciar-se pelo encurvamento de contornos de grãos, pelo coalescimento de subgrãos ou pela nucleação em células com alta desorientação dentro dos grãos. Após a formação Como exemplos de materiais que apresentam esse fenômeno, podem-se citar: o cobre (Cu), níquel (Ni), ferro austenítico (Fe- γ) e suas ligas, que têm baixa energia de falha de empilhamento (9,11,17). As figuras 2.4 e 2.5 mostram curvas de escoamento plástico típicas de materiais que recristalizam dinamicamente. Neste tipo de material, a subestrutura de discordâncias desenvolvida no estágio inicial da deformação recupera-se muito pouco, e com o aumento da densidade de discordâncias tem-se o início da recristalização dinâmica (11,18). A forma básica da curva de escoamento desses materiais consiste em aumento da tensão até atingir um valor máximo de pico, decrescendo a seguir até atingir um estado estacionário (19,20).

  A deformação crítica necessária para iniciar a recristalização dinâmica é menor que a deformação de pico, pois os primeiros núcleos apenas amaciam localmente enquanto que o restante do material continua encruado. Como se nota nas figuras 2.4 e 2.5, tanto a temperatura como a taxa de deformação interferem nas curvas de escoamento plástico. Aumentando a taxa de deformação, tem-se um aumento na deformação correspondente ao pico de tensões. Quanto maior a quantidade de deformação antes do pico de tensão maior será a energia armazenada, resultando em grãos menores recristalizados dinamicamente. A temperatura interfere de maneira oposta à taxa de deformação. Em altas temperaturas tem-se menores deformações de pico e a recristalização inicia com baixas deformações. Assim, os grãos serão maiores que os obtidos em temperatura menores.

  0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0

  60

  )

  

Deformação Equivalente (

ε eq

  0.6 Tm T e n s ão Eq ui v a lente (M Pa )

  0.7 Tm

  0.8 Tm

  0.9 Tm

  90 120 Temperatura de Ensaio

  30

  50 100 150 200

  0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5

  °C (21).

Figura 2.4 - Curvas de escoamento plástico do aço 0,25%C deformado a 1100

  )

  

Deformação Equivalente (

ε eq

  T e n s ão Eq uiv a le nt e ( M Pa)

  Taxa de Deformação (s -1 ) 2,5.10 4,0.10 -1 6,5.10

  • -2 6,9.10 -3 1,1.10 -3

Figura 2.5 - Curvas de escoamento plástico de amostras de níquel deformadas com

  • Z ε exp A senh ασ (2.1)

  Q n

     

  = = ( )  

  RT

     

  • onde é a taxa de deformação, T é a temperatura,

  ε σ é a tensão aplicada, Q é a energia de ativação aparente para a deformação a quente, é a constante universal

  R

  dos gases e α , e são as constantes. n A

  2.4 - Estruturas com Duas Fases De uma forma geral, a microestrutura de um material metálico pode ser entendida como um conjunto de defeitos da rede cristalina (lacunas e discordâncias), de outras fases (partículas e poros) e de seus respectivos contornos (24). Esses elementos podem ser classificados sistematicamente por ordem de suas dimensões geométricas, como apresentado na tabela 2.1. A caracterização quantitativa de uma microestrutura inicia-se com informações sobre a estrutura dos defeitos seguidas de informações de suas densidades. Como exemplo, tome-se uma liga metálica bifásica com as partículas da segunda fase distribuídas de forma dispersa dentro da matriz.

  Nesse caso, a fração volumétrica, ou densidade de partículas, pode ser escrita na seguinte forma:

  V p

  (2.2)

  

F = = m

v [ ]

  

V

  onde na equação é a densidade de partículas, V volume das partículas e V

  F v p volume total.

  Além da estrutura de dispersão de partículas descritas na equação 2.2, outros tipos de estrutura de duas fases podem ser encontrados dependendo da fração volumétrica, forma e distribuição das fases presentes. A figura 2.6 mostra que segundas fases podem ser distribuídas dentro da matriz na forma de rede, de

Tabela 2.1 - Elementos microestruturais (24).

  Dimensão geométrica Elementos

  0 Vacâncias

  1 Discordâncias

  2 Contornos

  3 Partículas, poros Para definir o tipo da estrutura, analisar-se-á a densidade de contornos

  , a saber, contornos de grãos ( e ) e interfaces ( ) de uma estrutura ρ ρ ρ ρ b

  αα γγ αγ

  bifásica que consiste de grãos equiaxiais ou partículas, e que pode ser escrita da seguinte maneira: (2.3)

  ρ = ρ ρ ρ + + b

  

αα γγ αγ

  Quando as partículas de γ estão dispersas em uma matriz α , os contornos não existem e, então, . Algumas vezes, é útil relacionar os

  γγ ρ =

  γγ contornos de fase com os contornos de grãos da matriz por meio de .

  δ = ρ ρ

  αγ αα

  Quando >>1, a estrutura consiste de partículas dispersas de em δ

  γ α . Em uma dispersão de γ , a matriz α percola toda a seção da amostra. Se a fase γ forma uma rede contínua cobrindo toda a superfície de

  α , então contornos αα desaparecem e =0. Em uma estrutura de rede, a segunda fase percola toda a seção da amostra. ρ

  αα

  O terceiro tipo de microestrutura é caracterizada pela percolação de ambas as fases e α γ , isto é, um igual número de grãos é arranjado como uma mistura aleatória.

  Ambos, interfaces e contornos ocorrem com uma mesma probabilidade, então: ρ = ρ e (2.4)

  αα γγ

  ρ ρ = ρ

  • então, (2.5)

  αα γγ αγ

  (a) (b) Em uma estrutura dúplex, tanto α quanto γ percolam toda a seção da amostra. O termo contigüidade foi introduzido para designar com mais facilidade a percolação das fases (25).

  Transformações entre diferentes microestruturas, como dispersão ↔ dúplex, podem ocorrer durante o processamento e tratamento térmico de ligas bifásicas. A transformação de um tipo para outro de microestrutura está associada com o aparecimento ou desaparecimento de um tipo particular de contorno. Transformações podem ocorrer devido às variações da fração volumétrica das fases e de suas formas e distribuições. Para uma distribuição constante de forma e tamanho, as transformações devem ocorrer com uma variação da fração volumétrica

  

f . Isso leva às relações entre composição das ligas e temperaturas de tratamento

v

  dos diagramas de equilíbrio de fases. Por exemplo, a formação de uma estrutura dúplex em ligas bifásicas pode iniciar no resfriamento com a formação de núcleos dispersos. Com o decréscimo de temperaturas, tem-se um aumento na fração volumétrica da segunda fase formando-se a estrutura dúplex. A figura 2.7 mostra esquematicamente exemplos de transformações entre tipos distintos de microestruturas (24).

  O comportamento geral de uma liga de duas fases depende das propriedades de cada uma das fases constituintes, de suas frações volumétricas e do tipo de microestrutura. Existem três tipos principais de relações que descrevem o comportamento de materiais de duas fases (26).

Figura 2.7 - Representação esquemática na seção planar de transformações entre tipos de microestrutura: (a) dispersão de partículas estrutura de rede

  → e (b) estrutura dúplex dispersão de partículas (24). →

  Na primeira relação, assume-se que todas as propriedades de uma liga bifásica são determinadas conjuntamente pelas duas fases. Nesse caso, tais propriedades podem ser tomadas como a média das propriedades dos dois componentes usando-se a regra das misturas (27). Se forem consideradas as propriedades do material em uma direção paralela à do alinhamento das fases, pode- se escrever que:

  = + P P α f P γ f (2.7)

  C α γ Um segundo tipo de relação pode ser encontrado quando as propriedades do material são determinadas exclusivamente por uma das fases. Nesse caso, pode- se escrever:

  α α P f P

  = (2.9) ou

  γ γ P f P =

  (2.10) E finalmente, quando as propriedades de uma liga bifásica são determinadas pelas propriedades parciais de uma das fases, ou seja:

  α P P =

  (2.11) ou

  γ P P = (2.12)

  2.5 - O Aço Inoxidável Dúplex 2.5.1 - Introdução

  Anotações (28) referentes aos aços dúplex datadas de 1933 relatam que durante a fusão do aço inoxidável austenítico da classe 18Cr-9Ni-2,5Mo, numa companhia francesa, ocorreu um erro e obteve-se um aço inoxidável da classe 20Cr-

  8Ni-2,5Mo. Análises e testes (29) subseqüentes revelaram que esse aço tinha alta porcentagem da fase ferrítica na matriz austenítica e que tinha excelente resistência à corrosão combinada com excelentes propriedades mecânicas.

  Durante os últimos anos da década de 60 e os primeiros de 70, ocorreram dois fatos importantes que alavancaram o desenvolvimento e uso dos aços inoxidáveis dúplex. Primeiro, foi o aumento da demanda de aços inoxidáveis por causa do desenvolvimento da indústria petroquímica em águas oceânicas, juntamente com a falta de níquel, que elevou o preço das ligas inoxidáveis austeníticas. Segundo, a técnica de produção de aços melhorou drasticamente com a introdução das técnicas de VOD (vacuum oxygen decarburisation) e AOD (argon oxygen decarburisation) (30).

  Dadas as excelentes propriedades citadas anteriormente, esses aços são especificados para componentes de equipamentos expostos à água do mar, em trocadores de calor, em bombas centrigadoras, tubos para equipamentos das indústrias química, petroquímica e de alimentos, em equipamentos para dessulfuração (controle de poluição) de gases e indústrias fotográfica, de papel e de tintas (31).

  2.5.2 - Composição Química As características mais marcantes desses aços resultam da atuação de mecanismos que dependem da composição química de cada liga, ou seja, dos efeitos de elementos de liga em solução sólida substitucional, em solução sólida intersticial, particularmente do N, e da fração volumétrica de cada uma das fases promover a formação da austenita. Esses elementos estão concentrados preferencialmente nessa fase e são chamados de gamagêmeos. Por outro lado, elementos de liga como o cromo, molibdênio e silício tendem a promover a formação da ferrita e estão concentrados preferencialmente nessa fase e são chamados de alfagêneos (28,33). Havendo um aumento na fração volumétrica da ferrita, haverá uma diminuição na concentração de Cr e Mo na mesma, e a resistência à corrosão do material diminuirá (34). A faixa de composição química dos aços inoxidáveis dúplex está mostrada na tabela 2.2.

Tabela 2.2 - Faixa de composição dos aços dúplex (% em peso) (35).

  Cr Ni Mo N C Si Mn 18,5-28,0 3,5-8,0 1,5-4,5 0,0-0,35 < 0,10 <1,0 <2,0

  As curvas da figura 2.8 mostram a dependência do coeficiente de partição (k = coeficiente de partição dos elementos de liga entre as fases ferrítica e austenítica) com a temperatura na faixa de 1000 a 1350

  °C para os aços inoxidáveis dúplex. Nota-se nestas curvas que, quando a temperatura aumenta, existe uma redução na partição dos elementos substitucionais entre as fases ferrítica e austenítica, isto é, k tende para a unidade, ou seja, existirá uma distribuição mais homogênea dos elementos de liga nas fases presentes (36,37).

  A figura 2.9 mostra diagramas pseudobinários Fe-Cr-Ni (3,4). Os aços inoxidáveis dúplex comuns solidificam-se completamente no campo ferrítico, quando submetidos a taxas de resfriamentos normais. Durante o resfriamento, ocorre a transformação no estado sólido da ferrita em austenita, que é naturalmente reversível. A temperatura e a cinética de transformação dependem da composição química da liga. A razão ferrita/austenita e a estabilidade térmica da austenita são pontos-chave nos modernos aços inoxidáveis dúplex, sendo o teor de nitrogênio um parâmetro essencial (28).

Figura 2.8 - Dependência do coeficiente de partição (k=ferrita/austenita) dos elementos de liga em função da temperatura para os aços inoxidáveis

  dúplex (36). A figura 2.10 mostra a variação da proporção de ferrita com a temperatura no aço inoxidável dúplex (4,5Ni-24Cr-2M0-1Si) com diferentes teores de nitrogênio. A influência do nitrogênio na estabilidade da austenita é marcadamente notada em altas temperaturas. A adição de 0,25% de nitrogênio em uma liga com 25% de Cr estabiliza uma fração volumétrica de ferrita em torno de 50% a 1250

  °C, enquanto que uma proporção de ferrita em torno de 80% é obtida quando se adiciona apenas 0,18% de N (32).

Figura 2.9 - Corte do diagrama pseudobinário Fe-Cr-Ni para 70% e 60% de Fe (32,38).

  100 Aço Duplex (4,5Ni-24Cr-2,9Mo-1Si) 0,18%N

  0,25%N

  80 (%) a it

  60 de Ferr m e g

  40 ta n e rc Po

  20 1000 1050 1100 1150 1200 1250 o

Temperatura (

C)

Figura 2.10 - Variação da proporção de ferrita em função da temperatura de tratamento para o aço inoxidável dúplex (4,5Ni-24Cr-2,9M0-1Si) com aproximadamente 100 vezes maior do que da fase austenita. Essa maior taxa de difusão é principalmente uma consequência da estrutura cristalina cúbica de corpo centrado da ferrita, que é menos compacta do que a estrutura de face centrada da austenita (30).

  A transformação de fase no estado sólido de ferrita em austenita é a principal mudança estrutural que ocorre durante o processamento mecânico a quente desses aços. Esta transformação ocorre por nucleação e crescimento em altas temperaturas (acima de 650

  °C). A cinética de crescimento da austenita é controlada por difusão na interface ferrítica/austenítica, e as partículas de austenita precipitadas na matriz ferrítica têm a forma de placas de Widmanstätten (39). A variação da proporção de austenita transformada de um aço dúplex 26Cr-5Ni pode ser estimada a partir de curvas de transformação em função do tempo e da temperatura, como mostra a figura 2.11 (40).

  α γ

Figura 2.11 - Diagrama de transformação isotérmica de um aço inoxidável dúplex

  (26Cr–5Ni) para a transformação da ferrita em austenita com resfriamento após um tratamento de solubilização a 1300 °C por 30 s (40). fase sigma nucleia preferencialmente na seguinte ordem: contornos de grãos ferrítico/austenítico, contornos de grãos e de subgrãos ferríticos/ferríticos, com crescimento dentro dos grãos ferríticos. Pode-se ter altas frações volumétricas de fase sigma na estrutura dos aços dúplex e, conseqüentemente, grandes mudanças nas propriedades mecânicas das ligas (42). Elementos tais como Cr, Mo, Si e Mn promovem a formação da fase sigma. A deformação plástica diminui o tempo requerido para a formação da fase sigma (41). Reaquecimentos a altas temperaturas aumentam a proporção de ferrita, reduzindo os elementos formadores de sigma e, conseqüentemente, retardando sua formação (30,41). 2.5.3 - Deformação a Quente dos Aços Dúplex

  De uma forma geral, é bem conhecido que durante a deformação a quente de materiais polifásicos, o comportamento mecânico depende das características plásticas de cada uma das fases, das proporções, distribuições e formas das fases, além da natureza dos contornos que separam estas fases. A presença da ferrita e austenita nos aços inoxidáveis dúplex torna o processamento mecânico a quente desses materiais mais crítico, e leva, em muitos casos, a falha do material (43,44).

  2.5.3.1 - Estrutura Bruta de Fusão No processamento mecânico a quente, a transformação da estrutura bruta de fusão para uma estrutura trabalhada (por exemplo, laminada) é uma etapa importante e requer muito cuidado no controle das condições de deformação, principalmente em materiais com mais de uma fase, onde se têm mudanças microestruturais significativas durante a deformação a quente.

  O autor deste trabalho (45), ensaiando por torção a quente amostras de um aço dúplex (22Cr-6Ni-3Mo) com estrutura bruta de fusão, observou a evolução microestrutural durante a deformação a quente. Inicialmente, a microestrutura era constituída de uma matriz ferrítica com austenita de Widmanstätten dentro e

Figura 2.12 - Microestrutura de uma amostra de um aço inoxidável dúplex (22Cr-6Ni-3Mo) com estrutura bruta de fusão (45).Figura 2.13 - Microestrutura de uma amostra de um aço inoxidável dúplex (22Cr-6Ni-3Mo) iniciando com estrutura bruta de fusão, após

  • 1
    • deformação a quente a 1000 =1 s até = 2,4 (45).

  °C com ε ε deformação, como indicado na figura 2.15.

Figura 2.14 - Representação da microestrutura típica de um aço inoxidável dúplex com estrutura bruta de fusão (30).Figura 2.15 - Representação esquemática da microestrutura típica de uma amostra de aço inoxidável dúplex laminado a quente (30).

  2.5.3.2 – Mecanismos de Amaciamento Dinâmicos nos Aços Inoxidáveis Dúplex Devido às características próprias das fases presentes durante a deformação a quente dos aços inoxidáveis dúplex, os mecanismos de endurecimento e amaciamento atuam de forma diferente em cada uma das fases. Durante a deformação a quente, a ferrita, que possui alta energia de falha de empilhamento, é amaciada significativamente por recuperação em baixas deformações, conduzindo rapidamente para uma subestrutura de subgrãos. Na austenita, que tem baixa energia de falha de empilhamento, a região de encruamento é mais extensa, com maior acúmulo de energia interna, tendendo a levar o material à recristalização dinâmica (50,51). Quando as duas fases são deformadas conjuntamente, a distribuição de deformação não é uniforme. Inicialmente, a deformação se concentra na ferrita, que é a fase mais mole. No decorrer da deformação, os gradientes de deformações internos decrescem em conseqüência das transferências de tensões e de deformações da matriz para a austenita e da atuação de mecanismos de amaciamento tais como a recuperação e recristalização dinâmicas e o deslizamento de contornos de grãos (46).

  planos (011) α e (111)γ também são paralelos entre si, mostrando que a austenita é coerente com a matriz. Processos de amaciamentos, como a recristalização, causam a destruição da relação de orientação entre as fases. Também, a deformação plástica produz uma perda progressiva dessa relação. Tais fatos explicam por que, em amostras de aços dúplex trabalhados, a interface não é mais coerente (47).

  A atuação dos mecanismos de amaciamento e a evolução microestrutural durante a deformação a quente de aços inoxidáveis dúplex têm sido objeto de pesquisas (46,47,52). Arboledas e col. (46) estudaram a evolução microestrutural em amostras de um aço dúplex (25Cr-5Ni-3,6Mo-0,13N) deformadas por compressão plana a 1200 °C com ε =1 s

  • -1

  . Esses ensaios foram interrompidos com direção de deformação.

  Cizek e col. (52), trabalhando com um aço dúplex (21Cr-10Ni-3Mo), investigaram os mecanismos de amaciamento que atuam na fase ferrítica. Observaram que a subestrutura de discordâncias resultante em uma amostra deformada até =1,3 a 1200

  ε °C consistia em uma rede complexa de subgrãos, composta de uma mistura de paredes de alto e baixo ângulos, caracterizada por uma desorientação angular que não excedia 20

  °. Os pesquisadores concluíram que a ferrita, durante a deformação a quente, amacia por recuperação dinâmica “estendida”, que é caracterizada por um aumento gradual na desorientação entre subgrãos mais próximos. Por outro lado, observaram que austenita recristaliza-se com formação de novos grãos dentro dos grãos antigos em deformações próximas às correspondentes ao pico de tensões.

  Iza-Mendia e col. (47), trabalhando com a aço dúplex (23Cr-4,8Ni-1,3Mo- 0,095N), observaram em amostras deformadas a quente até =1,4 que a ferrita e a ε austenita desenvolvem uma microestrutura heterogênea muito complexa. Em baixas deformações, a heterogeneidade é maior na austenita, que desenvolve uma estrutura celular, não sendo observados indicativos da recristalização dinâmica. A ferrita mostra uma estrutura de subgrãos bem desenvolvida e recuperada. Segundo os autores, a presença de cristais desorientados pode ser um indicativo de que alguma recristalização dinâmica ocorre na ferrita, por rotação progressiva de subgrãos. Em resumo, a ferrita desenvolve uma estrutura de subgrãos bem definida, onde se nota que existe recuperação dinâmica, enquanto que a austenita recupera pouco dinamicamente e desenvolve uma rede complexa de discordâncias na estrutura deformada, não se recristalizando dinamicamente.

  2.5.3.3 - Formas da Curva de Escoamento Plástico

figura 2.16. Esse experimento foi realizado a 1200

  °C com taxa de deformação de 0,7

  • 1

  s , e a microestrutura da amostra consistia de uma mistura de 40% de ferrita e 60% de austenita. A curva de escoamento plástico obtida é caracterizada por uma tensão de pico separando uma região de encruamento de uma região de amaciamento. Segundo os autores, o decréscimo de tensão após o pico está associado ao amaciamento proporcionado pela recristalização dinâmica da austenita. o

  T.E.=1200 C

  50

  M ( e nt

  30 ale iv u

  20 ão Eq ens

  10 T

0,0 0,3 0,6 0,9 1,2 1,5

ε

  Deformação Equivalente ( ) eq

Figura 2.16 - Curva de escoamento plástico do aço inoxidável dúplex (21Cr-10Ni-

  • 1 3Mo) deformado a 1200 (52).

  °C e =0,7 s ε A figura 2.17 mostra curvas de escoamento plástico obtidas por Iza-

  Mendia e col. (47) em amostras de um aço inoxidável dúplex (23Cr-4,8Ni-1,3Mo- 0,095N) com estruturas bruta de fusão e trabalhada. Os ensaios foram realizados

  • 1

  por torção a quente a 1000 . A fração volumétrica °C com taxa de deformação de 1 s de austenita era de 0,60 na amostra com estrutura bruta de fusão e 0,50 na amostra com estrutura trabalhada. Embora a composição química das duas amostras fossem as mesmas, as curvas de escoamento plástico têm formas distintas. Na amostra

  0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,

  20

  40

  60

  80 100 120 140

  4 .

  Amostras c/ E.B.F. c/ 60% de austenita Amostras c/ E.T. c/ 50% de austenita T.E.=1000 o C

  ε = 1s -1

  T ensã o Eq ui v a lente ( M Pa)

  

Deformação Equivalente ( ε

eq )

Figura 2.17 - Curva de escoamento plástico obtida com ensaios de torção a quente do aço inoxidável dúplex (23Cr-4,8Ni-1,3Mn-0,095N) ensaiado a

  • 1 (47).

  1000 °C com ε =1 s

  Para analisar o comportamento mecânico do aço em estudo, os autores aplicaram a regra das misturas aos seus resultados experimentais, utilizando-se a expressão:

  α α γ γ

  σ σ σ f f duplex + = (2.13) Tomando como referência aços inoxidáveis austeníticos 304 (54) e ferríticos (55) obtiveram as curvas mostradas na figura 2.18 para os valores das tensões de pico. Claramente há um bom ajuste entre os resultados experimentais e calculados, indicando que os valores da tensão de pico do aço dúplex são determinados pela presença das duas fases. experimentalmente na amostra trabalhada. Segundo os autores, a coerência entre as partículas Widmanstätten de austenita aumenta a resistência da matriz, criando o pico de tensões nas amostras com estrutura bruta de fusão, e a deformação preferencial da ferrita faz com que a tensão de escoamento da amostra trabalhada seja menor que os valores calculados pela regra das misturas.

  γ α

Figura 2.18 - Comparações da curva de tensão de pico do aço dúplex (23Cr-4,8Ni-

  1,3Mn-0,095N) obtida por ensaio de torção a 1100 °C e curva de tensão de pico usando as leis das misturas com dados obtidos das curvas de tensões de pico da ferrita e austenita da literatura (47).

  Aço Ferrítico o T.E.=1100 C 200

  Aço Austenítico -1 .

  ε =1 s Lei das Misturas c/ 40% de Austenita

  175 Lei das Misturas c/ 57% de Austenita Aço Duplex c/ E.B.F. c/ 57% de Austenita

  Pa) 150

  Aço Duplex c/ E.T. c/ 40% de Austenita (M e

  125 ent val

  100 ui

  75

  50 ensão Eq T

  25 0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 Deformação Equivalente (ε ) eq

Figura 2.19 - Curvas de escoamento plástico de um aço dúplex com estrutura bruta de fusão e trabalhada comparadas com as curvas do aço austenítico e

  ferrítico e curvas calculadas usando as leis das misturas (47). Arboledas e col. (46), ensaiando por compressão plana amostras com estrutura bruta de fusão de um aço dúplex (22Cr-5,6Ni-3Mo-1,36N), obtiveram curvas de escoamento plástico com e sem o pico de tensão, dependendo das condições de deformações, como mostram as figuras 2.20 e 2.21. Segundo os autores, essas diferenças podem ser associadas ao deslizamento dos contornos de fases. Quando as amostras são ensaiadas com baixas taxas de deformações (figura 2.20), as partículas de austenita têm tempo suficiente de acomodar a deformação, deslizando dentro da matriz ferrítica. Nesse caso, as partículas são submetidas a baixas deformações e o comportamento mecânico do material é determinado pela ferrita. Com altas taxas de deformações (figura 2.21), as transferências de deformação e de tensão da ferrita para as partículas são maiores, sendo, então, a austenita submetida a maiores deformações, vindo a recristalizar-se dinamicamente. Como consequência, a curva de escoamento plástico apresenta um pico de tensão.

  200 o Temperatura de Ensaio (

  C) 1000 1100

  ) 150

  Pa (M ra ei

  100 ad rd nsão Ve

  50 e T

  

0,0 0,5 1,0 1,5

Deformação Verdadeira

Figura 2.20 - Curvas escoamento plástico obtidas por ensaios de compressão plana no aço dúplex (25Cr-5Ni-3Mo-0,13N) com estrutura bruta de fusão na

  • 1 =0,1 s (46).

  ε

  300 o Temperatura de Ensaio (

  C) 1000 250

  1100 Pa)

  200 (M

  150 dadeira

  100 ensão Ver T

  50

0,0 0,5 1,0 1,5 Deformação Verdadeira Curvas de escoamento com e sem picos de tensão, também, foram encontradas em experimentos realizados no nosso laboratório, em amostras de um aço inoxidável dúplex com alta razão cromo/níquel (56,57). Balancin e col. (53) associam o pico de tensão à existência e perda de coerência entre as partículas de austenita e matriz ferrítica. Uma tentativa em identificar a contribuição da coerência das partículas na tensão de escoamento é mostrada na figura 2.22. A curva (a) foi obtida experimentalmente a 1200

  °C, quando o material é essencialmente ferrítico. A curva (b) foi deduzida da curva (a) corrigindo-se o efeito da temperatura, utilizando- se a equação de Zenner-Hollomon. Esta curva é comparada com uma determinada experimentalmente em amostras com fração volumétrica de 2% de austenita na forma de partículas de Widmanstätten (curva (c)). Em grandes deformações, as duas curvas são iguais, porém são bastantes diferentes em deformações menores que 1,3. Segundo os autores, o aumento da tensão de início de escoamento e de pico é associado ao aumento da resistência do material devido à presença de partículas coerentes. A queda após o pico é associada à perda gradual da coerência devido à formação e desorientação de subgrãos durante a recristalização dinâmica “contínua”.

  100 o

  a) Aço Ferrítico c/ T.E.=1200 C o

  c) Aço Dúplex c/ T.E.= 1000 C o

  80

  Pa) M e (

  60 lent a uiv

  40 ão Eq ens T

  20

  2.5.3.4 - Ductilidade a Quente dos Aços Inoxidáveis Dúplex Trabalhos recentes (57,58) têm mostrado que a ductilidade a quente dos aços inoxidáveis dúplex depende, além da composição química e das condições de deformação, da proporção e distribuição das fases. A figura 2.23 mostra curvas da variação da deformação na fratura e da proporção de austenita em função da temperatura, obtidas com ensaios de torção em amostras de dois aços inoxidáveis dúplex (57). Os aços dúplex em questão são bastante dúcteis em altas temperaturas e a ductilidade decresce quando deformados em baixas temperaturas, enquanto que a fração volumétrica da austenita aumenta com a diminuição da temperatura.

  A alta ductilidade em temperaturas altas, em que a microestrutura tem pequena proporção de austenita, pode estar associada à facilidade de ocorrência dos processos de restauração dinâmicos como a recristalização dinâmica “contínua” da matriz ferrítica (57). A recristalização dinâmica “contínua” foi observada também em aço ferrítico (59) e ferro-

  α (60,61) após grandes deformações, com o surgimento de novos grãos pelo crescimento e desorientação gradual de subgrãos. Por outro lado, em baixas temperaturas, em que as amostras dos aços estudados têm média ou alta proporção de austenita, observa-se que a ductilidade é baixa. Nessas temperaturas, o aço é resistente e a falha depende da proporção e distribuição da ferrita e da austenita. No aço dúplex (26Cr-5Ni-1,6Mo), onde existem partículas de austenita distribuídas por toda a matriz ferrítica, após grande deformação, estas partículas restringem a movimentação dos novos grãos recristalizados da matriz e tem-se o início da falha pela formação de trincas nos contornos ferrita/austenita. Para o aço dúplex [22,3Cr-6Ni-3Mo], a microestrutura é caracterizada por grande proporção de austenita e existem camadas alternadas de austenita e ferrita. Durante a deformação a quente, a ferrita que é a fase mais mole, se deforma, enquanto a austenita, que é a fase mais dura, é submetida a deformações menores (56).

  50

  50 Aço Dúplex (26,5Cr-5Ni) % de austenita neste aço Aço Dúplex (22,3Cr-6Ni) % de austenita neste aço

  40

  40 ) f ε ita (%) a ( en tur

  30

  30 st a u Fr na de A o

  ã

  20 20 m e aç rm fo

  10

  10 De Porcentag

  900 1000 1100 1200 o

Temperatura de Ensaio (

C)

Figura 2.23 - Variação da ductilidade e da fração volumétrica de austenita com a temperatura para dois aços inoxidáveis dúplex (57).

  3 - Materiais e Métodos

  3.1 - Materiais Para a realização deste trabalho, foram utilizados (03) três tipos de aços inoxidáveis dúplex com razões cromo/níquel equivalentes variando de 2,9 a 4,4. As composições químicas (% em peso) desses aços, estão mostradas na tabela 3.1. Os aços utilizados serão chamados no decorrer deste trabalho de aços inoxidáveis dúplex D1, D2 e D3 e podem ser comparados com as composições dos aços inoxidáveis dúplex cujas especificações são (30,62): DIN W. Nr. 1.4460, DIN W. Nr.

  1.4462 e DIN W. Nr. 1.4463, respectivamente.

Tabela 3.1 - Composições químicas dos aços dúplex estudados (% em peso).

  Aços C Cr Ni Mo Mn Si N P S Fe *Cr /Ni eq eq Dúplex D1 0,044 26,5 4,88 1,63 0,65 0,40 0,04 0,031 0,02 Bal. 4,4 D2 0,033 22,21 5,58 3,03 1,80 0,48 Ñ.d.** 0,022 0,002 Bal. 3,5 D3 0,054 23,9 7,44 2,32 0,95 1,03 Ñ.d. 0,034 0,01 Bal. 2,9

  • Creq = %Cr + %Mo + 1,5%Si e Nieq = %Ni + 30%C + 0,5%Mn
    • não determinada

  O aço dúplex D1 foi fornecido pela Aços Villares S.A., sob a forma de barras trefiladas com diâmetro de 12,7 mm, prontas para serem tratadas termicamente e usinados os corpos de prova. O aço dúplex D2 foi fabricado pela empresa ELETROMETAL S.A., na forma de barras cilíndricas forjadas com bitolas de 230 mm. As amostras do aço dúplex D3, elaboradas por KSB bombas hidráulicas

  3.2 - Tratamentos Térmicos Para se obter uma larga variedade de microestruturas antes dos ensaios de torção a quente, as amostras dos aços dúplex utilizados foram submetidas à tratamentos térmicos em forno do tipo mufla. Esses tratamentos, consistiram no aquecimento dessas amostras em temperaturas na faixa de 850 a 1400

  °C com intervalos de 50 °C entre tratamentos, mantidas nestas temperaturas por intervalo de tempo de 1 hora, e em seguida resfriadas bruscamente em água.

  3.3 - Laminação à Frio Visando alterar a distribuição espacial (ou alinhamento) das partículas de austenita presentes na matriz ferrítica, algumas amostras foram laminadas à frio antes de serem submetidas aos ensaios de torção a quente. A laminação consistiu na redução de 30% no diâmetro das barras.

  3.4 - Geometria e Dimensões dos Corpos de Prova Os corpos de prova foram usinados a partir das barras laminadas e trefiladas, citadas anteriormente, com diâmetros úteis de 6 mm por 20 mm de comprimentos, como apresentado na figura 3.1. Para fixarem-se nas garras da máquina de ensaio de torção, uma das extremidades dos corpos de prova foi rosqueada e a outra encaixada.

  3.5 - Ensaio de Torção a Quente 3.5.1 – Estado de Tensões

  Existem vários ensaios de laboratórios adequados para o estudo da trabalhabilidade a quente de materiais metálicos. De uma forma geral, um ensaio para o estudo da trabalhabilidade a quente deve permitir a determinação da resistência e da ductilidade sob condições de temperatura, deformação e taxa de deformação similares às utilizadas em operações industriais. Além disso, deve permitir a simulação dos ciclos intermitentes de deformação, características dos processos industriais, e um resfriamento rápido da amostra em qualquer estágio da deformação, a fim de que se possa acompanhar e estudar as mudanças microestruturais ocorridas durante a deformação.

  Dentre os vários métodos de laboratório que podem ser utilizados, o ensaio de torção é um dos que apresenta as características básicas necessárias para o estudo da trabalhabilidade a quente (1-4,63-64). Esse ensaio consiste na aplicação de um esforço de rotação em uma das extremidades de um corpo de prova, enquanto a outra extremidade permanece fixa.

  O estado de tensão em uma amostra submetida a um esforço de torção pode ser ilustrado como na figura 3.2, que representa as tensões em um ponto na superfície da barra. Como pode ser observado na ilustração, a tensão cisalhante máxima atua em dois planos mutuamente perpendiculares, ou seja, perpendicular e paralelarmente ao eixo longitudinal da amostra. As tensões principais e

  σ σ fazem 1 3 um ângulo de 45 ° com o eixo longitudinal e são iguais em magnitude às tensões cisalhantes máximas. Onde, é a tensão de tração e

  σ σ é a tensão compressiva de 1 3 igual valor. A tensão intermediária Em metais dúcteis, a ruptura ocorre σ é zero. 2 por cisalhamento em um plano normal ao eixo longitudinal, onde a tensão cisalhante

  é máxima. Em metais frágeis, a ruptura ocorre ao longo de um plano paralelo à direção da tensão de tração máxima e a superfície de fratura tem a forma de uma

Figura 3.2 - Representação do estado de tensões em uma amostra cilíndrica submetida a um esforço de torção.

  3.5.2 - Equipamento Utilizado Os ensaios foram realizados utilizando-se uma máquina horizontal de ensaios de torção a quente, figura 3.3, à qual está acoplado um microcomputador por meio de interfaces que possibilitam a intercomunicação máquina-computador, permitindo o controle do ensaio e a aquisição de dados.

Figura 3.3 - Foto da máquina de ensaios de torção a quente.

  ângulo de rotação. Utiliza-se para o cálculo da tensão e deformação equivalentes as seguintes equações (7,65,66):

  3

  Μ

  (3.1) σ + = ( + 3 m n )

  eq

  3

  2

  πR

R

θ

  = (3.2)

  ε eq

  3 L onde M é o torque aplicado, θ o ângulo de rotação, e R L são o raio e o comprimento útil do corpo de prova, respectivamente. Os coeficientes m e n representam a sensibilidade do material às mudanças na taxa de deformação e na deformação, respectivamente.

  O aquecimento das amostras é realizado por intermédio de um forno de radiação infravermelho, como visto na figura 3.4, cuja potência máxima é de 6 kW quando utilizadas 04 (quatro) lâmpadas halogênas de 1500 W cada. Nesse forno foi adaptado um sistema de proteção contra a oxidação dos corpos de prova através de um tubo de quartzo, por onde circula durante o ensaio a quente um fluxo de gás argônio. Através desse tubo são realizadas os resfriamentos rápidos injetando-se água fria imediatamente após o término da deformação. A leitura da temperatura durante os ensaios é feita por um termopar aferido tipo K com cobertura em aço inoxidável. Este termopar é inserido em um furo existente no ombro dos corpos de prova. Com um controlador de temperatura da marca Gefran modelo 3300, faz-se toda a programação, permitindo controlar a temperatura de ensaio, a taxa de aquecimento e de resfriamento e o tempo de encharque.

Figura 3.4 - Foto do forno de radiação infravermelho, mostrando o detalhe do tubo de quartzo.

  3.6 - Ensaios Realizados Os testes mecânicos realizados neste trabalho foram isotérmicos em temperaturas na faixa de 850 a 1250

  °C com intervalo entre ensaios de 50°C. Visando deformar microestruturas diferentes em uma mesma temperatura, amostras com diferentes tratamentos iniciais foram ensaiadas após reaquecimento em cada uma das temperaturas de ensaio. A figura 3.5 representa esquematicamente a sequência de operação utilizada. A etapa 1 t.t.

  .

  ε ε t.e. a ur at mper e T

  Tx.Aq. etapa etapa etapa

  2

  1

  3 T t t t t t t 1 2 3 4 5 6 tempo

Figura 3.5 - Representação esquemática dos experimentos realizados. Etapa 1-

  Tratamentos térmicos iniciais. Etapa 2- Laminação a frio. Etapa 3- Ensaios de torção. representa o tratamento térmico inicial, a etapa 2 a laminação a frio e a etapa 3 o ensaio de torção a quente propriamente dito.

  Os valores dos parâmetros de ensaio impostos nas várias etapas dos experimentos realizados estão descritos na tabela 3.2.

Tabela 3.2 - Valores dos parâmetros dos ensaios

  1. Tratamentos térmicos - Temperatura de tratamento (T.T.): 850, 900, 950, 1000, 1050, 1100, 1150, 1200, 1250 1350 e 1400

  °C.

  • Tempo de tratamento (t.t.): 1 hora.

  2. Laminação a frio com Sim

  • redução de 30% Não -

  3. Ensaios de torção Taxa de aquecimento (Tx.Aq.): 10

  °C/s

  • 1 deformação de 1 s e tempo de espera de 30 segundos.

  3.7 - Microscopia Ótica e de Varredura Para acompanhar a evolução microestrutural, amostras foram observadas em várias etapas dos experimentos. Foram observadas as microestruturas após os tratamentos térmicos iniciais. Antes, durante e após os testes de torção a quente. Durante os ensaios de torção, acompanhamento da evolução microestrutural foi realizado utilizando-se de ensaios interrompidos. Nestes experimentos foram observadas, além da superfície deformada, a evolução microestrutural nas seções longitudinal e radial dos corpos de prova, como indicado na figura 3.6. Nesta figura a região 1 representa a superfície deformada, a região 2 a seção radial e a região 3 a seção longitudinal dos corpos de prova.

  A preparação das amostras para observações microestruturais envolveu o embutimento, lixamento, polimento e ataque. As amostras foram embutidas em baquelite, lixadas com lixas cuja sequência em granulometria foi a seguinte: 240, 320, 400, 600, 800, 1500 e 2000 mesh. Em seguida foram polidas em feltro com óxido de cromo. Após o polimento as amostras foram atacadas em um banho composto de 2,4 g de bifluoreto de amônia, 40 ml de água destilada, 20 ml de ácido clorídrico e 0,6 g de bissulfito de potássio com um tempo de ataque que variou de 5 a 20 segundos.

  Para a realização das fotos, capturas e análise de imagem foi utilizado um equipamento OPTOMAX V IMAGE ANALYSER composto de um sistema de imagem que consistiu de um microcomputador e de dois microscópios óticos com saídas para a câmera de vídeo e para câmera fotográfica. Apesar dos sistemas estarem interconectados, trabalhavam independentemente. Para a captura das imagens digitalizadas, quantificação das fases ferrita e austenita e tamanho de grãos ferríticos, o computador era equipado com um programa de imagem compatível com o sistema Windows chamado Image-ProPlus e Materials Pro. Para a determinação microscópio eletrônico de varredura marca CARL ZEISS modelo DSM 940 A.

  2

  1

  3 Figura 3.6 - Indicação das regiões dos corpos de prova de onde foram retiradas amostras para observações microestruturais.

  4 - Resultados

  4.1 - Comportamento Mecânico e Microestrutural do Aço Dúplex D1 4.1.1 - Microestruturas Após Tratamentos Térmicos Iniciais

  Nas figuras 4.1(a-j), apresentam-se microestruturas de amostras do aço dúplex D1 resfriadas bruscamente em água após tratamento térmico por 1 hora, nas temperaturas de 850, 900, 950, 1000, 1050, 1100, 1150, 1200, 1250 e 1350 °C. Observam-se, nas micrografias das figuras 4.1(a-c), grandes quantidades da fase austenítica (~55 a 20%) sob a forma de uma rede complexa em torno dos grãos ferríticos, nas temperaturas de 850, 900 e 950

  °C, respectivamente. Nas temperaturas de tratamento térmico de 1000, 1050 e 1100 °C, com proporções de austenita na faixa de 14 a 5%, como mostrados nas figuras 4.1(d-f) e dispostos na tabela 4.1, vê-se uma camada fina de austenita nos contornos de grãos e partículas da mesma distribuídas dentro da ferrita. Nesse caso, pode-se notar grãos pequenos e outros em crescimento numa mesma amostra, com os tamanhos médios variando na faixa de 23 a 45

  µm, como disposto na tabela 4.2. Em temperaturas acima de 1100

  °C, foi observada pequena quantidade de austenita (~2 a menos de 1%) com grãos ferríticos equiaxiais com tamanhos médios variando na faixa de 83 a 400 µm, como apresentados nas tabelas 4.1 e 4.2 e observados nas figuras 4.1(g-j).

  Nas figuras 4.2 e 4.3 se mostram, através de gráficos, a evolução microestrutural desse aço com os tratamentos térmicos impostos. A figura 4.2 apresenta as variações das proporções das fases austenítica e ferrítica, e a figura 4.3, a variação do tamanho médio dos grãos ferríticos em função da temperatura de tratamento térmico. Nota-se uma diminuição significativa da proporção de austenita conforme a temperatura aumenta a partir de 1100

  °C e, numa relação inversa, tem- se um aumento significativo do tamanho de grão ferrítico.

  30 µm

  Figura 4.1(a) - Microestrutura do aço dúplex D1 após tratamento térmico inicial a 850 °C por 1 hora.

  30

  µm Figura 4.1(b) - Microestrutura do aço dúplex D1 após tratamento térmico inicial a 900 °C por 1 hora.

  30 µm

  Figura 4.1(c) - Microestrutura do aço dúplex D1 após tratamento térmico inicial a 950 °C por 1 hora.

  30

  µm Figura 4.1(d) - Microestrutura do aço dúplex D1 após tratamento térmico inicial a

  1000 °C por 1 hora.

  30 µm

  Figura 4.1(e) - Microestrutura do aço dúplex D1 após tratamento térmico inicial a 1050 °C por 1 hora.

  30

  µm Figura 4.1(f) - Microestrutura do aço dúplex D1 após tratamento térmico inicial a

  1100 °C por 1 hora.

  30

  µm Figura 4.1(g) - Microestrutura do aço dúplex D1 após tratamento térmico inicial a 1150 °C por 1 hora.

  60 µm

  Figura 4.1(h) - Microestrutura do aço dúplex D1 após tratamento térmico inicial a 1200 °C por 1 hora.

  120 µm

  Figura 4.1(i) - Microestrutura do aço dúplex D1 após tratamento térmico inicial a 1250 °C por 1 hora.

  120

  µm Figura 4.1(j) - Microestrutura do aço dúplex D1 após tratamento térmico inicial a

  1350 °C por 1 hora.

Tabela 4.1 - Proporção da fase austenítica no aço dúplex D1 após tratamentos térmicos iniciais.Tabela 4.2 - Tamanho de grãos ferríticos no aço dúplex D1 após tratamentos térmicos iniciais.

  ±6,6 1250

  1200 132,0

  83,7 ±4,2

  ±2,2 1150

  1100 45,5

  1050 28,1 ±1,4

  1000 23,4 ±1,2

  Tamanho de grão ferrítico (µm)

  °C/1h)

  Tratamento térmico (

  < 1

  Tratamento térmico( °C/1h)

  ±0,07 1250

  1200 1,3

  1150 2,4 ±0,1

  1100 5,2 ±0,2

  9,4 ±0,5

  ±0,7 1050

  1000 14,3

  19,9 ±1,0

  38,8 ±1,9 950

  55,9 ±2,7 900

  Proporção da austenita (%) 850

  295,0 ±14,7

  100

  90 o >99% - 1250 C

  80 ) o

  70 % 55% - 850 C ( e s

  60 Austenita Fa

  50 Ferrita de

  40 ão rç o o

  45% - 850 C

  30 p o Pr

  20 o <1% - 1250 C

  10

850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200 1250

o

Temperatura de Tratamento ( C/1h)

Figura 4.2 - Variações das proporções das fases austenítica e ferrítica no aço dúplex D1 em função da temperatura do tratamento térmico inicial.

  500 o >400 µ m - 1350 C Grão Ferrítico

  450 400 350 m) µ

  300 rão (

  250 200 ho de G

  150 man a T o

  100 µ

  23 m - 1000 C

  50

1000 1050 1100 1150 1200 1250 1300 1350 1400

o

Temperatura de Tratamento ( C/1h)

Figura 4.3 - Variação do tamanho médio dos grãos ferríticos do aço dúplex D1 em

  4.1.2 - Curvas de Escoamento Plástico A seguir, serão apresentados os resultados de ensaios mecânicos realizados em amostras que foram inicialmente tratadas termicamente por 1 hora e não submetidas à etapa de laminação a frio. Os resultados estão na forma de curvas tensão versus deformação equivalentes e foram obtidos a temperaturas constantes em ensaios com deformação contínua até a fratura das amostras, com exceção das amostras que apresentaram alta ductilidade, cujos ensaios foram interrompidos com deformação equivalente de 10,0.

  As curvas de escoamento plástico mostradas nas figuras 4.4(a-e) representam ensaios realizados com temperaturas no intervalo entre 850 e 1200 °C em amostras tratadas termicamente a 1000, 1100, 1250, 1350 e 1400

  °C, respectivamente. A figura 4.4(f) representa ensaios realizados em temperaturas iguais às utilizadas nos tratamentos térmicos iniciais. Vale salientar que esses últimos ensaios equivalem aos realizados após aquecimento até a temperatura de ensaios com tempo de espera de 1 hora.

  De uma forma geral, nota-se nestas curvas que a tensão aumenta com a deformação imposta até atingir um máximo, decrescendo em seguida e podendo ou não alcançar o estado estacionário. Este comportamento é típico de materiais metálicos, onde as curvas apresentam uma região de encruamento seguida de um amaciamento após um pico de tensão. Observa-se nestas curvas de escoamento que as mesmas assumem duas formas distintas. Uma das formas torna-se visível quando o aço é deformado em altas temperaturas e as curvas de escoamento plástico assumem formas similares às de materiais que amaciam extensamente por recuperação dinâmica ou por recristalização dinâmica “contínua”. Por outro lado, quando o aço dúplex D1 é deformado em baixas temperaturas, tem-se um encruamento rápido até a tensão de pico, seguido de uma região extensa de amaciamento. Observa-se, também, que a queda no nível de tensão nas curvas de

  • 1

  20

  

4

  5

  6

  7

  8

  9

  40

  2

  60

  80 100 120 140 160

  Temperatura de Ensaio ( o

  C) 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

  T e nsã o E q uivale nt e ( M Pa)

  

Deformação Equivalente (

ε eq

  3

  1

  1

  60

  2

  3

  4

  5

  20

  40

  80 100 120 140 160

  , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

  Temperatura de Ensaio ( o

  C) 850 900 950 1000 1050 1100

  T ensão E q u iv a len te ( M P a )

  Deformação Equivalente ( ε eq )

  Figura 4.4(a) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D1 com T.T.=1000 °C por 1 h e deformado com

  ε =1 s

  )

  • 1

  2

  Deformação Equivalente ( ε eq )

  T ensão E q u iv a le nte ( M P a )

  C) 850 900 950 1000 1050 1100

  Temperatura de Ensaio ( o

  80 100 120 140

  60

  40

  20

  7

  6

  5

  4

  3

  1

  1

  , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

  ε =1 s

  Figura 4.4(c) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D1 com T.T.=1250 °C por 1 h e deformado com

  )

  Deformação Equivalente ( ε eq

  T e n s ão Eq uivale nt e ( M Pa)

  C) 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

  4 Temperatura de Ensaio ( o

  80 100 120 140

  60

  40

  20

  3

  2

  Figura 4.4(d) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D1 com T.T.=1350 °C

  

Deformação Equivalente (

ε eq )

  )

  T ens ão Eq uiv a lent e ( M P a )

  C) 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

  4 Temperatura de Ensaio ( o

  80 120 160 200 240

  40

  3

  2

  1

  , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.= 30 s.

  ε =1 s

  Figura 4.4(e) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D1 com T.T.=1400 °C por 1 h e deformado com

  

Deformação Equivalente (

ε eq

  1

  T e nsã o Eq uivale nt e ( M Pa)

  C) 850 900 950 1000 1050 1100

  Temperatura de Ensaio ( o

  80 100 120 140 160

  60

  40

  20

  5

  4

  3

  2

  • 1
em função das temperaturas de ensaio. De uma forma geral, a deformação na fratura ou a ductilidade a quente diminui quando a temperatura de ensaio decresce, enquanto que a tensão de pico ou a resistência mecânica máxima a quente aumenta. Pode-se ver na figura 4.6 que, em baixas temperaturas de ensaio, a ductilidade é sensível à temperatura do tratamento térmico feito inicialmente. Para ensaios realizados a 850 °C, tem-se uma deformação na fratura de 0,67 para a amostra tratada a 850 °C e deformação na fratura de 3,5 para a amostra tratada a 1100°C. O mesmo ocorre no caso da tensão de pico, como está na figura 4.5, onde é registrada uma tensão de 130 MPa para a amostra tratada em 1350

  °C, e 214 MPa para a amostra tratada em 850 °C, ambas deformadas a 850°C. Por outro lado, em altas temperaturas de ensaios (acima de 1000 °C), tanto a ductilidade a quente quanto a resistência mecânica são poucos sensíveis às temperaturas dos tratamentos térmicos iniciais.

Tabela 4.3 - Valores da tensão de pico (MPa) do aço dúplex D1 obtidos das curvas de escoamento plástico das figuras 4.4(a-f).

  Temperatura de tratamento ( °C/1h) T.E.( °C) 1000 1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E.

  850 154,45 146,36 128,9 130,86 156,0 213,99 900 119,89 113,76 123,96 108,09 120,97 145,05 950 106,36 94,62 102,70 100,31 97,86 106,99 1000 79,20 69,25 72,84 72,71 77,42 79,20

  1050 59,94 57,87 57,91 62,04 63,30 55,80 1100 47,50 36,9 42,50 49,94 47,50 36,9 1150 Ñ.ens.* 35,50 28,04 Ñ.ens. Ñ.ens. 34,80 1200 Ñ.ens. 33,04 23,93 Ñ.ens. Ñ.ens. 27,90

Tabela 4.4 - Valores da deformação na fratura do aço dúplex D1 obtidos das curvas de escoamento plástico das figuras 4.4(a-f).

  Temperatura de tratamento ( °C/1h)

  T.E.( °C) 1000 1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E.

  850 2,11 3,5 1,08 1,24 0,92 0,67 900 2,76 7,0 1,97 1,42 1,86 1,49 950 4,07 8,51 2,68 2,70 2,58 2,5 1000 10 10 10 6,03 4,02 10

  1050 10 10 10 10 10 10 1100 10 10 10 10 10 10 1150 Ñ.ens. 10 10 Ñ.ens. Ñ.ens. 10 1200 Ñ.ens. 10 10 Ñ.ens. Ñ.ens. 10

  240 o Temperatura de Tratamento ( C/1h) 1000

  200 1100 1250

  ) 1350

  160 Pa

  1400 (M T.T=T.E. ico

  120 P de

  80 ensão T

  40

800 900 1000 1100 1200

o Temperatura de Ensaio ( C)

Figura 4.5 - Curvas da variação da tensão de pico do aço dúplex D1 em função da

  10

  10 ) f ε

  8

  8 ( ra u at

  6

  6 Fr na o

  Temperatura de Tratamento ( C/1h) ão ç

  4

  4 1000 a

  1100 rm o

  1250 1350

  2

  2 Def 1400 T.T.=T.E.

  800 900 1000 1100 1200 o Temperatura de Ensaio ( C)

Figura 4.6 - Curvas da variação da ductilidade a quente do aço dúplex D1 em

  • 1
    • função da temperatura de ensaio com ε =1 s , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

  Com o intuito de melhor visualizar os efeitos dos tratamentos

térmicos iniciais nas curvas de escoamento plástico, os dados apresentados

nas tabelas 4.3 e 4.4 são novamente traçados nas figuras 4.7 e 4.8, agora

mantendo-se a temperatura de ensaio constante e variando a temperatura de

tratamento térmico. Essas figuras confirmam as observações feitas

anteriormente, mostrando claramente que, em altas temperaturas de ensaios,

a ductilidade é pouco sensível ao tratamento térmico inicial, enquanto que, em

baixas temperaturas de ensaios, ela depende fortemente dos tratamentos

térmicos iniciais, ou mais apropriadamente da microestrutura apresentada

durante a deformação.

  280 o Temperatura de Ensaio (

  C) 850 240

  900 950 200

  1000 Pa)

  1050 M (

  1100 160 120 nsão de Pico e T

  80

  40

800 900 1000 1100 1200 1300 1400

o

Temperatura de Tratamento (

C)

Figura 4.7 - Curvas da variação da tensão de pico do aço dúplex D1 em função da

  • 1

  temperatura de ensaio com , Tx.Aq.=10 ε =1 s °C/s e t.e.=30 s.

  12 o

  12 Temperatura de Ensaio (

  C) 850 10 900

  10 ) 950 f ε (

  1000 a

  8

  8 1050 ur

  1100 rat F

  6

  6 na ão aç

  4

  4 rm fo De

  2 2

800 900 1000 1100 1200 1300 1400

o

  4.1.3 - Microestruturas Após a Deformação a Quente

  Em altas temperaturas (acima de 1000 °C), como mostra a figura 4.8, este material exibe grande ductilidade, independentemente da temperatura de tratamento térmico. A figura 4.9(a) apresenta a foto da microestrutura de uma amostra deformada a 1100

  °C e que foi tratada termicamente em 1000°C por 1 hora. Observa-se, nesta figura, que a quantidade de austenita é muito pequena e a microestrutura é formada quase que totalmente de grãos ferríticos com tamanho médio em torno de 26

  µm. Na figura 4.9(b) apresenta-se uma foto da microestrutura de uma amostra deformada também em 1100 °C, só que tratada termicamente a

  1250 °C por 1 hora. Embora o tamanho médio dos grãos ferríticos, da ordem de 35

  µm, seja maior que o da amostra anterior, a microestrutura também é essencialmente ferrítica.

  Quando esse aço é deformado em baixas temperaturas (menores que 1000

  °C), a ductilidade é baixa em amostras cujo tratamento térmico foi realizado em temperaturas menores que 1000 °C e maiores que 1250°C, apresentando uma faixa de temperaturas de tratamento que vai de 1000

  °C a 1200°C em que se tem um pico de ductilidade. Para visualizar o efeito do tratamento térmico inicial na ductilidade em baixas temperaturas, observou-se o comportamento microestrutural de amostras deformadas a 900 °C após diversas temperaturas de tratamento térmico. Em uma amostra tratada a 900 °C, nota-se uma grande quantidade de austenita, em torno de 40%, e a presença da fase sigma na microestrutura deformada a quente, como pode ser visto na figura 4.10(a). A microestrutura, depois de tratada em 1000 °C por 1 hora e deformada a quente até a fratura em 900 °C, com proporção de fase austenítica em torno de 23% e tamanho de grãos ferríticos de 5 µm, aparece na figura 4.10(b). A figura 4.10(c) apresenta a microestrutura de uma amostra que foi deformada após tratamento térmico a 1100

  °C por 1 hora com tamanho de grãos ferríticos de 7,5 µm e proporção de austenita em torno de 8%. A microestrutura de uma amostra

  4.10(f) a presença da austenita nos contornos dos grãos ferríticos na microestrutura de uma amostra tratada a 1400 °C por 1 hora e deformada a 900°C.

  30

  µm Figura 4.9(a) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1000

  °C por 1 h e

  • 1

  deformada na T.E.=1100 , Tx.Aq.=10 °C com =1 s ε °C/s e t.e.=30 s.

  60 µm

  Figura 4.9(b) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1250 °C por 1 h e deformada na T.E.=1100 °C com =1 s

  • 1 , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.
    • ε

  10 µm

  Figura 4.10(a) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=900 °C por 1 h e deformada na T.E.=900 °C com ε =1 s

  • 1 , Tx.Aq.=10 °C/s, t.e.=30 s.

  30 µm

  Figura 4.10(b) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1000 °C por 1 h e deformada na T.E.=900 °C com ε =1 s

  • 1 , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

  30

  µm Figura 4.10(c) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1100

  °C por 1 h e deformada na T.E.=900 °C com ε =1 s

  • 1

  , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

  30

  µm Figura 4.10(d) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1250 °C por 1 h e deformada na T.E.=900

  • 1

  °C com ε =1 s

  , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

  30

  µm Figura 4.10(e) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1350 °C por 1 h e

  • 1

  10

  µm Figura 4.10(f) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1400 °C por 1 h e

  • 1

  deformada na T.E.=900 , Tx.Aq.=10 °C com ε =1 s °C/s e t.e.=30 s.

Tabela 4.5 - Tamanho médio dos grãos ferríticos e proporção de austenita do aço dúplex D1 em amostras deformadas a 900

  °C. Temperatura de Tamanho de grãos ferrítico Proporção de austenita tratamento

  (%) ( µm)

  ( °C/1h) 900 Não medido 41,6 ±2,1

  1000 5,1

  ±0,2 23,4±1,2 1100

  7,5 ±0,3 8,0±0,4

  1250 8,4

  ±0,4 6,3±0,3 1350 Não medido 5,12 ±0,2 1400 Não medido 5,20 ±0,2

  4.1.4 - Efeito do Tempo de Espera nas Curvas de Escoamento Plástico Neste conjunto de experimentos, foram realizados ensaios de torção a ensaios na temperatura de 900 °C com tempos de espera de 30 , 60, 300, e 600 segundos. Agora, como pode ser visto na figura 4.11(b), o aço teve comportamento diferente nos tempos de esperas utilizados, tanto no que se refere às tensões quanto às deformações equivalentes. A figura 4.12(a) mostra a microestrutura apresentada por uma amostra no instante que iria iniciar-se o ensaio de torção propriamente dito. Essa amostra foi tratada a 1100

  °C por 1 hora e reaquecida até a temperatura de ensaio de 900 °C por 30 segundos e contém uma proporção de austenita em torno de 8%. Nas figuras 4.12(b-d) estão mostradas microestruturas deformadas como descrito anteriormente, nos tempos de esperas de 60, 300, e 600 segundos, com proporção de austenita em torno de 9, 13 e 22% respectivamente.

  Os gráficos da figura 4.13 exibem curvas de escoamentos plásticos obtidas em ensaios realizados à mesma temperatura que anteriormente, 900 °C, e variadas as temperaturas de tratamentos e tempos de esperas. O comportamento mecânico dessas amostras é alterado, tanto no que se refere à deformação na fratura, que decresce conforme a temperatura de tratamento diminui e o tempo de espera aumenta, quanto à tensão de pico, que decresce com o aumento da temperatura de tratamento e com o decréscimo do tempo de espera.

  100 Tempo de Espera (s)

  30

  60

  80 300 600

  Pa) M ( e

  60 nt uivale

  40 Eq ão s en

  20 T

  140 Tempo de Espera (s)

  30

  60 120

  300 Pa)

  600 M

  100 ( e nt

  80 uivale

  o

  40 nsã e T

  20

  1

  2

  3

  4

  5

  6 ε

  Deformação Equivalente ( ) eq

  Figura 4.11(b) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D1 com T.T.=1100 °C

  • 1

  por 1 h e deformado na T.E.=900 e °C com ε =1 s

  Tx.Aq.=10 °C/s.

  30

  µm

  10

  µm Figura 4.12(b) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1100

  °C por 1 h e deformada na T.E.=900 °C com ε =1 s

  • 1

  , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=60 s.

  10

  µm Figura 4.12(c) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1100

  °C por 1 h e deformada na T.E.=900 °C com ε =1 s

  • 1

  , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=300 s.

  10

  µm Figura 4.12(d) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1100

  °C por 1 h e

  • 1

  deformada na T.E.=900 , Tx.Aq.=10 °C com ε =1 s °C/s e t.e.=600 s.

  150 o T.T. ( C/1h) t.e. (s) 1100

  30 1100

  60 125

  ) 1100 600 a P

  1000

  30 900

  30 100 te (M n le a

  75 v ui q E o

  50 nsã e T

  25

  1

  2

  3

  4

  5

  6 Deformação Equivalente ( ε ) eq

Figura 4.13 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D1 deformado na

  4.1.5 - Evolução Microestrutural Durante a Deformação a 1100

  °C Foram realizados ensaios isotérmicos interrompidos a 1100 °C com taxa

  • 1

  de deformação de 1 s em amostras do aço dúplex D1 tratadas termicamente a 1250

  °C por 1 hora. Nesses experimentos, as amostras foram reaquecidas até a temperatura de ensaio e deformadas até a deformação equivalente de 0,8 e 3,0 e, em seguida, resfriadas bruscamente em água. A figura 4.14 mostra a curva de escoamento plástico obtida, e indica os instantes em que os dois ensaios foram interrompidos. Nas figuras 4.15(a-b), podem-se ver as microestruturas observadas.

  50 o o T.T. ( C/1h) T.E. (

  C)

  45 1250 1100

  ) a P

  40 nte (M le

  35 a v ui Eq ε

  = 0,8 ε = 3,0

  30 eq eq o nsã e T

  25

  20

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5

Deformação Equivalente ( ε )

eq Figura 4.14 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D1 com T.T.

  • 1

  =1250 .

  °C por 1 h e deformado na T.E.=1100°C com ε =1 s

  30

  µm Figura 4.15(a) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1250 °C por 1 h e deformada na T.E.=1100 °C com =1 s

  • 1 e ε =0,8.
  • eq<

    • ε

  30

  µm Figura 4.15(b) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1250 °C por 1 h e deformada na T.E.=1100 °C com =1 s

  • 1 e ε =3,0.
  • eq

    • ε

  4.2 - Comportamento Mecânico e Microestrutural do Aço Dúplex D2 4.2.1 - Microestruturas Após Tratamentos Térmicos Iniciais

  As figuras 4.16(a-f) apresentam as microestruturas de amostras do aço dúplex D2 tratadas termicamente por 1 hora em 1100, 1150, 1200, 1250, 1350 e 1400

  °C, respectivamente. Comparando essas microestruturas, observa-se que os tamanhos médios dos grãos austeníticos e ferríticos crescem com o aumento da temperatura, enquanto que a fração volumétrica da fase austenítica comporta-se de forma inversa. Esta é em torno de 53% na amostra tratada a 1100

  °C por 1 hora e decresce para valores próximos a 36% após tratamento térmico a 1400 °C por 1 hora

  (ver tabela 4.6). Embora a proporção de austenita decresça com a temperatura (figura 4.17), vale salientar que, nesse aço, não ocorre a dissolução completa dessa fase em nenhuma condição imposta neste trabalho.

  30

  µm Figura 4.16(a) - Microestrutura do aço dúplex D2 após tratamento térmico inicial a 1100 °C por 1 hora.

  30 µm

  Figura 4.16(b) - Microestrutura do aço dúplex D2 após tratamento térmico inicial a 1150 °C por 1 hora.

  30

  µm Figura 4.16(c) - Microestrutura do aço dúplex D2 após tratamento térmico inicial a

  1200 °C por 1 hora.

  30 µm

  Figura 4.16(d) - Microestrutura do aço dúplex D2 após tratamento térmico inicial a 1250 °C por 1 hora.

  30 µm

  Figura 4.16(e) - Microestrutura do aço dúplex D2 após tratamento térmico inicial a 1350

  30 µm

  Figura 4.16(f) - Microestrutura do aço dúplex D2 após tratamento térmico inicial a 1400 °C por 1 hora.

Tabela 4.6 - Frações volumétricas das fases austenítica e ferrítica no aço dúplex D2 após tratamentos térmicos iniciais.

  Tratamento térmico ( °C/1h) Austenita (%)

  1100 53,3

  ±2,6 1150

  46,5 ±2,3 1200

  41,4 ±2,0

  1250 39,6

  ±1,9 1350 38,7 ±1,9

  100 100

  Austenita Ferrita

  80

  80 ) % se (

  60

  60 Fa e o d

  40

  40 çã or Prop

  20 20 1100 1200 1300 1400 o Temperatura de Tratamento (

  C)

Figura 4.17 - Variações das proporções das fases austenítica e ferrítica do aço dúplex D2 em função da temperatura de tratamento térmico inicial.

  4.2.2 - Curvas de Escoamento Plástico A seguir, serão apresentados os resultados de ensaios de torção a quente realizados em amostras que foram inicialmente tratadas termicamente por 1 hora e não submetidas à etapa de laminação a frio. As curvas de escoamento plástico das figuras 4.18(a-h) representam ensaios realizados com temperaturas no intervalo entre 850 e 1200

  °C em amostras tratadas termicamente a 1100, 1250, 1350 e 1400 °C. A figura 4.19 representa ensaios realizados em temperaturas iguais às utilizadas nos tratamentos térmicos anteriores. Vale salientar que esses últimos ensaios equivalem aos realizados após aquecimento até a temperatura de deformação com tempo de espera de 1 hora. De uma forma geral, as curvas obtidas são caracterizadas por um aumento da tensão, na região de encruamento, até atingir um pico, seguida de uma região onde a tensão decresce até o ponto onde o material falha. ensaios foram maiores, nota-se que o formato das curvas de escoamento plástico é alterado; a diferença entre os valores da tensão de início de escoamento e a tensão de pico é maior e as curvas assumem uma forma que realça o pico de tensões.

  Para facilitar a interpretação dos resultados obtidos, os valores da tensão de início de escoamento plástico, da tensão de pico, da deformação de pico e da quantidade de deformação na fratura medidos nas curvas de escoamento plástico das figuras 4.18(a-h) e 4.19 são apresentados em forma de tabelas (tabelas 4.7 a 4.10) e em forma de gráficos (figuras 4.20(a) a 4.23(b)), em função das temperaturas do tratamento térmico inicial e da temperatura de ensaio.

  Nas figuras 4.20(a-b), pode-se ver como a tensão de início de escoamento varia em função da temperatura de ensaio e em função da temperatura de tratamento. A primeira figura mostra que a tensão de início de escoamento decresce continuamente com o aumento da temperatura de ensaio e a segunda, que em baixas temperaturas de ensaios, existe uma tendência para o decréscimo da tensão de início de escoamento da maior para a menor temperatura de tratamento térmico inicial. O mesmo comportamento é observado na variação da tensão de pico em função da temperatura de ensaio. Em função da temperatura de tratamento térmico inicial, existe um comportamento inverso da tensão de pico se comparado com a tensão de início de escoamento. Existe uma tendência de decréscimo da tensão de pico da menor para a maior temperatura de tratamento térmico inicial, como pode ser visto nas figuras 4.21(a-b). Observa-se, também, que as tensões de início de escoamento e de pico assumem valores significativamente maiores quando os ensaios são realizados em aquecimento (T.T.=T.E.) nas temperaturas menores (850 a 1000 °C).

  Nas curvas mostradas nas figuras 4.22(a-b), observa-se que a deformação de pico aumenta com o aumento da temperatura de ensaio. Os gráficos das figuras 4.23(a-b) mostram a dependência da ductilidade a quente com a temperatura de ensaio e a temperatura de tratamento térmico, respectivamente. aumenta significativamente.

  350 o Temperatura de Tratamento ( C/1h) 1100

  300 1250 1350

  Pa) 250

  1400 (M e

  200 lent a

  150 uiv q

  100 ensão E T

  50 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 Deformação Equivalente (ε ) eq

  Figura 4.18(a) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 deformado na

  • 1

  T.E.=850 , Tx.Aq.=10 °C com =1 s ε °C/s e t.e.=30 s.

  o Temperatura de Tratamento ( C/1h)

  250 1100 1250 1350

  200 Pa)

  1400 M e (

  150 lent a uiv

  100

  250 o Temperatura de Tratamento ( C/1h) 1100

  1250 200

  1350 Pa)

  1400 (M e

  150 lent a uiv

  100 q

  50 ensão E T

  0,0 0,5 1,0 1,5 Deformação Equivalente (ε ) eq

  Figura 4.18(c) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 deformado na

  • -1

  T.E.=950 , Tx.Aq.=10 °C com =1 s ε °C/s e t.e.= 30 s.

  200 o Temperatura de Tratamento ( C/1h) 1100

  1250 1350 150

  Pa) 1400

  (M e lent

  100 a uiv q

  50 ensão E T

  

0,0 0,5 1,0 1,5

Deformação Equivalente (ε ) eq

  Figura 4.18(d) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 deformado na

  • -1

  T.E.=1000 , Tx.Aq.=10 °C com ε =1 s °C/s e t.e.= 30 s.

  • -1

  0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0

  )

  

Deformação Equivalente (

ε eq

  T e nsão Eq u iv a le nt e (M Pa)

  Temperatura de Tratamento ( o C/1h) 1100 1250 1350 1400

  80 100 120

  60

  40

  20

  , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

  0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5

  °C com ε =1 s

  Figura 4.18(e) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 deformado na T.E.=1050

  

Deformação Equivalente (ε

eq )

  T e n s ão Eq uiv a lent e (M Pa)

  Temperatura de Tratamento ( o C/1h) 1100 1250 1350 1400

  80 100 120 140 160

  60

  40

  20

  Figura 4.18(f) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 deformado na o Temperatura de Tratamento ( C/1h)

  80 1100 1250 1350

  Pa) 1400

  M

  60 lente ( a v

  40 ui ão Eq s n

  20 e T

  1

  

2

  3

  4 Deformação Equivalente ( ε ) eq

  Figura 4.18(g) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 deformado na

  • -1

  T.E.=1150 , Tx.Aq.=10 °C com ε =1 s °C/s e t.e.=30 s.

  70 o Temperatura de Tratamento ( C/1h)

  60 1100 1250

  ) 1350

  1400 (M

  40 nte le a v ui

  30 q E ão

  20 s n e T

  10

  1

  2

  3

  4

  5 Deformação Equivalente ( ε ) eq

  Figura 4.18(h) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 deformado na

  400 o Temperatura de Ensaio (

  C) 850 900 350

  ) 950 1000 a

  1050 1150 P

  300 1200

  (M te n

  250 le a v

  200 ui q E

  150 ensão 100 T

  50

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5

Deformação Equivalente ( ε )

eq

Figura 4.19 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 deformado em

  • 1

  temperaturas iguais às de tratamento térmico (T.T.=T.E.) com ε =1 s , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

Tabela 4.7 - Valores da tensão de início de escoamento (MPa) do aço dúplex D2 obtidos das curvas de escoamento plástico apresentadas nas figuras

  4.18(a-h) e 4.19. T.E. ( Temperatura de tratamento (

  °C) °C/1h) 1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E. 850 185,2 199,7 176,7 193,6 310,28 900 120,1 167,77 165,4 170,5 267,18 950 117,3 131,88 135,1 162,6 202,42 1000 83,29 88,2 98,39 108,3 110,8

  1050 61,3 71,61 85,2 100,4 66,19

Tabela 4.8 - Valores da tensão de pico (MPa) do aço dúplex D2 obtidos das curvas de escoamento plástico das figuras 4.18(a-h) e 4.19.

  Temperatura de tratamento ( °C/1h)

  T.E. ( °C) 1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E.

  850 262,43 271,21 239,10 233,09 381,52 900 226,03 212,97 201,74 193,36 289,96 950 187,14 174,04 177,07 172,72 240,56 1000 152,92 154,40 140,91 136,41 180,84

  1050 125,95 128,01 111,27 123,13 130,39 1100 100,56 99,18 91,40 88,30 100,56 1150 79,40 77,70 70,92 68,12 76,90 1200 63,03 60,10 52,76 58,97 55,21

Tabela 4.9 - Valores da deformação de pico do aço dúplex D2 obtidos das curvas de escoamento plástico apresentados nas figuras 4.18(a-h) e 4.19.

  Temperatura de tratamento ( °C/1h) T.E. ( °C) 1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E. 850 0,482 0,393 0,187 0,392 0,212 900 0,577 0,49 0,35 0,35 0,256 950 0,524 0,573 0,464 0,261 0,421 1000 0,446 0,66 0,428 0,423 0,690

  1050 0,596 0,687 0,501 0,602 0,615 1100 0,495 0,626 0,388 0,532 0,495 1150 0,665 0,684 0,506 0,63 0,778

Tabela 4.10 - Valores da deformação na fratura do aço dúplex D2 obtidos das curvas de escoamento plástico apresentadas nas figuras 4.18(a-h) e 4.19.

  T.E. ( Temperatura de tratamento ( °C) °C/1h) 1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E.

  850 1,0 1,1 0,56 1,45 0,76 900 0,9 1,2 1,0 1,1 0,9 950 0,85 1,2 1,2 1,2 1,0 1000 0,8 1,2 1,4 1,3 1,3

  1050 1,1 1,6 1,5 2,0 1,2 1100 1,0 1,4 1,5 2,3 1,0 1150 2,6 2,4 3,2 3,6 3,0 1200 3,4 2,7 4,8 3,8 3,8

  350 o Temperatura de Tratamento ( C/1h)

  300 1100

  Pa) 1250

  (M 1350

  250 to

  1400 en T.T.=T.E. m

  200 150 de Escoa io c

  100 Iní o

  50 nsã e T

  

800 900 1000 1100 1200

o

Temperatura de Ensaio (

C)

  Figura 4.20(a) - Variação da tensão de início de escoamento plástico do aço dúplex

  • 1
    • ε

  

800 900 1000 1100 1200

  Figura 4.21(a) - Variação da tensão de pico (MPa) do aço dúplex D2 em função da

  C)

  Temperatura de Ensaio ( o

  T e ns ão d e Pico ( M Pa )

  Temperatura de Tratamento ( o C/1h) 1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E.

  50 100 150 200 250 300 350 400

  ,

  900 1000 1100 1200 1300 1400

  Figura 4.20(b) - Variação da tensão de início de escoamento plástico do aço dúplex D2 em função da temperatura de tratamento térmico com =1 s

  C)

  Temperatura de Tratamento ( o

  T e nsã o Iní c io de Escoa m en to (M Pa)

  C) 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

  Temperatura de Ensaio ( o

  50 100 150 200 250

Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s

  350 o Temperatura de Ensaio (

  C) 850 300

  900 950 )

  250 1000 a P

  1050 1100 200

  1150 ico (M

  1200 P

  150 ão de s n 100 e T

  50

900 1000 1100 1200 1300 1400

o

Temperatura de Tratamento (

C)

  

Figura 4.21(b) - Variação da tensão de pico (MPa) do aço dúplex D2 em

  • 1

  função da temperatura de tratamento térmico com ε =1 s , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s. o

  Temperatura de Tratamento ( C/1h) 1100 0,8

  0,8 1250 1350

  ) p 1400

  ε T.T.=T.E.

  0,6 0,6

  ção de Pico ( a 0,4 0,4 rm o Def

  0,2 0,2 800 900 1000 1100 1200 o Temperatura de Ensaio (

  C)

  Figura 4.22(a) - Variação da deformação de pico do aço dúplex D2 em função da

  • 1

  1,0 o 1,0 Temperatura de Ensaio (

  C) 850 900

  0,8 0,8

  950 ) p ε

  1000 1050 0,6

  0,6 1100 1150 1200

  ão de Pico ( 0,4

  0,4 aç rm o Def

  0,2 0,2 0,0 0,0

1000 1100 1200 1300 1400

o Temperatura de Tratamento (

  C)

  Figura 4.22(b) - Variação da deformação de pico do aço dúplex D2 em função da

  • 1

  temperatura de tratamento térmico com , Tx.Aq.=10 ε =1 s °C/s e t.e.=30 s.

  

o

Temperatura de Tratamento ( C/1h)

  5

  5 1100

  ) f 1250

  σ 1350

  4

  4 a (

  1400 ur T.T.=T.E. at Fr

  3

  3 a n o çã a

  2

  2 rm o Def

  1 1 800 900 1000 1100 1200 o Temperatura de Ensaio (

  C)

  5 o

  5 Temperatura de Ensaio (

  C) 850 900

  4

  4 ) f ε

  950 a (

  1000 ur

  1050

  3

  3 1100 1150 1200

  2

  2 ão na Frat ç a rm o

  1

  1 Def 900 1000 1100 1200 1300 1400 o Temperatura de Tratamento ( C)

  

Figura 4.23(b) - Variação da deformação na fratura do aço dúplex D2 em

  • 1 função da T.T. com ε =1 s , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

  4.2.3- Microestruturas Após a Deformação a Quente.

  Como descrito no item anterior, tanto a forma das curvas de

escoamento plástico como os níveis de tensão e de deformação na fratura

dependem da temperatura de ensaio. A seguir, serão apresentadas algumas

micrografias que mostram as microestruturas observadas durante a

deformação em diferentes temperaturas.

  Em baixas temperaturas (até 1100 °C), como mostram os gráficos da

figura 4.23(a), este aço exibe baixa ductilidade, independentemente da

temperatura de tratamento térmico. A figura 4.24(a) apresenta a

fotomicrografia de uma amostra deformada em 950 °C e que foi tratada a

  

austenita diminui e não é observada mais a presença da austenita de

Widmanstätten, como pode ser visto na figura 4.24(b), que foi deformada a

1100 °C. Em altas temperaturas (acima de 1100°C) como revela a figura

4.24(c), a ductilidade desse material aumenta consideravelmente se

comparado com a apresentada em baixas temperaturas. Nota-se que a

austenita não é mais percolada e sua fração volumétrica está em torno de

37%.

  10 µm

  Figura 4.24(a) - Microestrutura do aço dúplex D2 com T.T.=1250 °C por 1 h e

  • 1

  deformada na T.E.=950 , Tx.Aq.=10 °C com ε =1 s °C/s e t.e=30 s.

  30

  µm Figura 4.24(b) - Microestrutura do aço dúplex D2, com T.T.=1250

  °C por 1 h e

  • 1

  deformada na T.E.=1100 , Tx.Aq.=10 °C com =1 s ε °C/s e t.e=30 s.

  30

  µm Figura 4.24(c) - Microestrutura do aço dúplex D2 com T.T.=1250

  °C por 1 h e

  • 1

  deformada na T.E.= 1200 , Tx.Aq.=10 °C com ε =1 s °C/s, t.e=30 s. termicamente a 1350 °C por 1 hora foram submetidas à etapa de laminação a frio antes de serem testadas mecanicamente. Nessa etapa, as amostras sofreram uma redução de 30% no diâmetro. A figura 4.25 mostra a microestrutura obtida após a laminação a frio. Comparando-se esta micrografia com a da figura 4.16(e), vê-se que a laminação a frio alinhou as partículas de austenita, tornando-as mais percoladas.

  Na figura 4.26 estão mostradas as curvas de escoamento plástico obtidas, onde se observa o aumento das tensões de início de escoamento e de pico com o decréscimo da temperatura. Tanto a deformação de pico quanto a deformação na fratura aumentam continuamente (ver figura 4.27) com o aumento da temperatura, sendo maior o aumento da deformação na fratura e sem o patamar apresentado quando as amostras são deformadas em baixas temperaturas sem a etapa da laminação a frio (ver figura 4.23(a)). Na figura 4.28, foram traçadas curvas de escoamento plástico comparativas entre amostras do aço dúplex D2 laminadas e não laminadas a frio. Nas mesmas temperaturas, a forma das curvas é igual, e em toda faixa de temperatura utilizada as tensões de pico e as deformações na fratura são sempre maiores para as amostras do aço laminado a frio, como pode ser observado na figura 4.29.

  350 o Temperatura do Ensaio (

  C) 300

  850 900 950 1000 )

  1050 1100 250

  Pa 1150 1200

  M e ( 200 lent a iv u 150 Eq

  100 ensão T

  50

  1

  2

  3

  4

  5 Deformação Equivalente( ε ) eq

Figura 4.26 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 com T.T.=1350

  °C

  • 1

  por 1 h e laminado a frio com redução de 30% com , ε =1 s

  Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

Tabela 4.11 - Valores das tensões de início de escoamento( ) e de pico e das

  σ y σ p

  deformações de pico ( p ) e de fratura ( f ) do aço dúplex D2 obtidos

  ε ε das curvas de escoamento plástico da figura 4.26.

  T.E. ( °C)

  σ y (MPa) σ p (MPa) ε p ε f

  850 324,44 325,37 0,150 0,6 900 236,27 248.98 0,487 1,3 950 172,48 206,09 0,560 1,56 1000 94,26 156,65 0,750 2,4

  1050 78,21 130,69 0,753 3,0 1100 50,79 99,09 0,791 3,5 1150 32,50 75,62 0,797 4,5 1200 26,41 56,43 0,750 5,5

  800 900 1000 1100 1200

  σ p

  Temperatura de Ensaio ( o

  50 100 150 200 250 300 350

  5

  4

  3

  2

  1

  ) em função da temperatura de ensaios obtidas das curvas de escoamento plástico da figura 4.26.

  ε f

  ) e de fratura (

  ε p

  ) e das deformações de pico (

  ) e de pico (

  50 100 150 200 250 300 350

  σ y

Figura 4.27 - Variações das tensões de início de escoamento(

  Deformação de Pico

Deformação na Fratura

  6 De fo rm a ç ão Eq uiv a lente ( ε eq )

  5

  4

  3

  2

  1

  C)

  Temperatura de Ensaio ( o

  Tensão Início de Escoamento Tensão de Pico Tensão Eq u iv a le nt e (M Pa)

  C) 850 850 LF 900 900 LF 1000 1000 LF 1100 1100 LF 1200 1200 LF T e ns ão Eq u iva le n te ( M Pa)

  800 900 1000 1100 1200

  5

  4.2.5 - Efeito do Tempo de Espera nas Curvas de Escoamento Plástico Foram realizados ensaios em amostras tratadas termicamente a 1350

  temperaturas de ensaios medidas nas curvas de escoamento plástico da figura 4.28.

Figura 4.29 - Variações das tensões de início de escoamento( σ y ) e de pico ( σ p ) e das deformações de pico ( ε p ) e de fratura ( ε f ) em função das

  ε f LF ε p ε f

  ε p LF

  6 De fo rm a ç ão Eq uiv a le nt e ( ε eq )

  4

  50 100 150 200 250 300 350

  3

  2

  1

  C)

  

Temperatura de Ensaio (

o

  σ p LF σ y σ p Te nsã o Eq u iv a le nte (M Pa )

  σ y LF

  °C por 1 hora e deformadas até a fratura a 1150 °C, variando-se os tempos de esperas de 30 a 1200 segundos. Como pode ser observado na figura 4.30(a-b), as curvas tem comportamentos próximos no que se refere à tensão de início de escoamento, tensão de pico, deformação de pico e deformação na fratura. Apenas se pode notar que os níveis da tensão de pico são sempre maiores nas amostras laminadas. Nas microestruturas mostradas nas figuras 4.31(a-b), não se observa aumento na fração volumétrica da austenita conforme o tempo de espera é aumentado de 60 para 1200 segundos. deformação na fratura são menores que os observados para as amostras tratadas em maiores temperaturas, independentemente do tempo de espera.

  Tempo de Espera (s)

  80

  30

  60 )

  300 Pa

  600 M

  60 (

  1200 e nt le a

  40 uiv Eq o nsã

  20 e T

  1

  2

  3

  4

  5 Deformação Equivalente ( ) ε eq

  Figura 4.30(a) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 com T.T.=1350 °C

  • 1

  por 1 h e deformado na T.E.=1150 °C com ε =1 s e Tx.Aq.=10 °C/s.

  100 Tempo de Espera (s)

  30

  60

  80 300

  Pa) 600

  (M 1200 e

  60 alent iv u

  40 ensao Eq

  30 µm

  Figura 4.31(a) - Microestrutura do aço dúplex D2 com T.T.=1350 °C por 1 h e

  • 1

  deformada na T.E.=1150 , Tx.Aq.=10 °C com =1 s ε °C/s e t.e=60 s.

  30

  µm Figura 4.31(b) - Microestrutura do aço dúplex D2 com T.T.=1350

  °C por 1 h e

  • 1

  deformada na T.E.=1150 , Tx.Aq.=10 °C com =1 s ε °C/s e t.e=1200 s.

  100 o T.T.( C/1h) t.e. (s) 1350

  60 1350 1200

  80 )

  1350 LF

  30 a P

  1100

  30 (M

  1150

  30 e

  60 1250

  30 lent a uiv q

  40 ão E ens

  1

  2

  3

  4

  5 Deformação Equivalente ( ε ) eq

Figura 4.32 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 variando-se

  • 1

  T.T. e t.e., e deformado na T.E.=1150 =1 s e °C com ε Tx.Aq.=10 °C/s.

  4.2.6 - Efeito da Taxa de Deformação nas Curvas de Escoamento Plástico Foram realizados experimentos em amostras tratadas termicamente a

  1350 °C por 1 hora, laminadas a frio ou não, deformadas a 1150°C com taxas

  • 1

  deformação variando de 0,3 a 5,0 s . Os resultados destes ensaios estão mostrados nas figuras 4.33(a-b). Observa-se, nestas curvas, que as amostras tiveram comportamentos diferentes nas taxas de deformações utilizadas, tanto no que se refere às tensões quanto às deformações equivalentes.

  100

  • -1

  Taxa de Deformação (s ) 0,3 0,5

  80 1,0

  Pa) M 3,0 5,0 te (

  60 len a uiv

  40 ensão Eq T

  20

  1

  2

  3

  4

  5

  6 Deformação Equivalente ( ε ) eq

  Figura 4.33(a) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 com T.T.=1350 °C por 1 h, deformado na T.E.=1150

  °C com Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

  120

  • -1

  Taxa de Deformação (s ) 0,3 100

  0,5 1,0 Pa)

  3,0

  80 5,0 te (M len

  60 a iv u

  40 nsão Eq e T

  20

  4.2.7- Evolução Microestrutural Durante a Deformação a 1250 °C

  Com o objetivo de observar a evolução microestrutural durante a deformação a quente, foram realizados ensaios isotérmicos interrompidos a 1250 °C

  • 1

  com taxa de deformação de 1 s em amostras do aço dúplex D2 tratadas termicamente a 1250 °C por 1 hora. Nesses experimentos, os ensaios foram interrompidos em deformações equivalentes de 0,5; 1,2; 2,0 e 5,0, e as amostras foram resfriadas em água imediatamente após a deformação. A figura 4.34 mostra a curva de escoamento de um ensaio realizado até a fratura e indica as posições nas quais os ensaios foram interrompidos.

  As figuras 4.35(a-d) mostram fotos das microestruturas observadas. Estas consistem de uma matriz ferrítica com fração volumétrica de austenita em torno de 35%. As partículas de austenita não são percoladas e estão alinhadas com a direção de deformação. Vale notar que o alinhamento varia com a quantidade de deformação.

  Temperatura de Ensaio

  40 o 1250 C

  ) ε = 1,2 eq

  Pa ε = 2,0 eq

  M

  30 ε eq = 0,5 te (

  20 uivalen

  ε = 5,0 eq Eq ão ns

  10 e T

  1

  2

  3

  4

  5 ε

  

Deformação Equivalente ( )

eq

  60

  µm Figura 4.35(a) - Microestrutura do aço dúplex D2 com T.T.=1250 °C por 1 h e

  • 1 deformada na T.E.=1250 °C com =1 s ε e ε =0,5.
  • eq

      60

      µm Figura 4.35(b) - Microestrutura do aço dúplex D2 com T.T.=1250 °C por 1 h e

    • 1

      deformada na T.E.=1250 e °C com =1 s ε ε =1,2. eq

      60

      µm Figura 4.35(c) - Microestrutura do aço dúplex D2 com T.T.=1250

      °C por 1 h e

    • 1

      deformada na T.E.=1250 e °C com =1 s ε ε =2,0. eq

      60

      µm Figura 4.35(d) - Microestrutura do aço dúplex D2 com T.T.=1250 °C por 1 h e

    • 1 deformada na T.E.=1250 °C com =1 s ε e ε =5,0.
    • eq
    austenita é grande após tratamentos térmicos nas temperaturas mais baixas: em torno de 59% a 1100 °C, e decresce com o aumento da temperatura de tratamento, sendo da ordem de 43% a 1400

      °C (ver tabela 4.12 e figura 4.37). Nas microestruturas com maiores proporções de austenita (figuras 4.36(a-d)), observa-se que as partículas de austenita percolam por toda a superfície da foto. Conforme a temperatura de tratamento é aumentada (figuras 4.36(e-f)), parte da austenita é dissolvida e as partículas já não são mais totalmente percoladas. Também se pode ver que, após tratamentos térmicos em altas temperaturas, os tamanhos médios dos grãos ferríticos e austeníticos são maiores que os observados após tratamentos térmicos em menores temperaturas.

      30 µm

      Figura 4.36(a) - Microestrutura do aço dúplex D3 após tratamento térmico inicial a 1100 °C por 1 hora.

      30 µm

      Figura 4.36(b) - Microestrutura do aço dúplex D3 após tratamento térmico inicial a 1150 °C por 1 hora.

      30 µm

      Figura 4.36(c) - Microestrutura do aço dúplex D3 após tratamento térmico inicial a 1200 °C por 1 hora.

      30 µm

      Figura 4.36(d) - Microestrutura do aço dúplex D3 após tratamento térmico inicial a 1250 °C por 1 hora.

      30

      µm Figura 4.36(e) - Microestrutura do aço dúplex D3 após tratamento térmico inicial a 1350 °C por 1 hora.

      30 µm

      Figura 4.36(f) - Microestrutura do aço dúplex D3 após tratamento térmico inicial a 1400 °C por 1 hora.

    Tabela 4.12 - Frações volumétricas da fase austenita no aço dúplex D3 após tratamentos térmicos iniciais.

      Tratamento térmico ( °C/1h)

      Austenita (%) 1100

      59,2 ±2,9 1150

      57,3 ±2,8

      1200 50,6

      ±2,5 1250 49,9 ±2,4

      100 100

      Austenita Ferrita

      80

      80 ) % se (

      60

      60 ão de Fa

      40

      40 rç opo Pr

      20 20 1100 1200 1300 1400 o Temperatura de Tratamento (

      C)

    Figura 4.37 - Variações das proporções das fases austenítica e ferrítica do aço dúplex D3 em função da temperatura de tratamento térmico inicial.

      4.3.2 - Curvas de Escoamento Plástico A seguir, serão apresentados os resultados de ensaios de torção a quente realizados em amostras que foram inicialmente tratadas termicamente por 1 hora e não submetidas à etapa de laminação a frio.

      As curvas de escoamento plástico das figuras 4.38(a-h) representam ensaios realizados em temperaturas no intervalo entre 850 a 1200 °C em amostras tratadas termicamente a 1100, 1250, 1350 e 1400

      °C. A figura 4.39 representa ensaios realizados em temperaturas iguais às utilizadas nos tratamentos térmicos iniciais. De uma forma geral, as curvas obtidas são caracterizadas por um aumento da tensão na região de encruamento até atingir um máximo, seguida de uma região tratamento térmico inicial e da temperatura de ensaio.

      Nas figuras 4.38(a-c), onde as temperaturas de ensaios foram de 850, 900 e 950 °C, respectivamente, nota-se que o aumento da tensão com a deformação é suave, mostrando pequenas diferenças entre a tensão de início de escoamento e a tensão de pico. Conforme a temperatura de ensaio é aumentada, assim como observado no aço dúplex D2, nota-se que o formato das curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 é alterado. A diferença entre a tensão de início de escoamento e a tensão de pico aumenta e as curvas tomam uma forma que realça o pico de tensão, como mostram as figuras 4.38(g-h).

      Nas figuras 4.40(a-b), estão mostradas curvas de tensão de início de escoamento em função da temperatura de ensaio e da temperatura de tratamento, respectivamente. Observa-se, nestas figuras, que a tensão de início de escoamento decresce continuamente com o aumento da temperatura de ensaio e é pouco sensível à temperatura de tratamentos térmicos. Os valores da tensão de pico, também, decrescem com o aumento da temperatura de ensaio (ver figura 4.41(a)), e existe uma tendência de decréscimo da menor para a maior temperatura de tratamento térmico inicial (figura 4.41(b)).

      Nas curvas mostradas nas figuras 4.42(a-b), observa-se que a deformação de pico tende a crescer com o aumento da temperatura de ensaio. Os gráficos das figuras 4.43(a-b) revelam que a ductilidade a quente desse aço varia com a temperatura de ensaio e é pouco sensível à temperatura de tratamento térmico. Embora haja um aumento da ductilidade com a temperatura de ensaio, pode-se ver, nestes gráficos, que a quantidade de deformação a que esse material pode ser submetido sem falhar é relativamente pequena, mesmo quando deformado em temperaturas tão altas como 1200

      °C.

      400 o Temperatura de Tratamento ( C/1h) 1100

      350 1250 1350

      300 1400

      Pa) (M 250 e ent

      200 val ui

      150 100 ensão Eq T

      50 0,0 0,2 0,4 0,6 Deformação Equivalente (ε ) eq

      Figura 4.38(a) - Curvas de escoamentos plásticos do aço dúplex D3 deformado na

    • -1

      T.E.=850 °C com ε =1 s , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

      300 o Temperatura de Tratamento ( C/1h) 1100

      250 1250 1350

      Pa) 1400

      200 (M e ent

      150 val ui

      100 ensão Eq T

      50 0,0 0,2 0,4 0,6 Deformação Equivalente (ε ) eq

      Figura 4.38(b) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 deformado na

    • 1

      250 o Temperatura de Tratamento ( C/1h) 1100

      1250 200

      1350 )

      1400 Pa M ( e

      150 nt uivale

      100 Eq o ã ns e

      50 T 0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 Deformação Equivalente (ε ) eq

      Figura 4.38(c) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 deformado na

    • 1

      T.E.=950 , Tx.Aq.=10 °C com =1 s ε °C/s e t.e.=30 s.

      175 o Temperatura de Tratamento ( C/1h) 1100

      150 1250 1350

      125 Pa)

      1400 (M e

      100 ent val ui

      75

      50 ensão Eq T

      25 0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 Deformação Equivalente ( ) ε eq

      Figura 4.38(d) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 deformado na

    • -1

      

    0,0 0,4 0,8 1,2 1,6 2,0

      )

      Deformação Equivalente ( ε eq

      T e nsão Eq ui v a le n te (M Pa )

      Temperatura de Tratamento ( o C/1h) 1100 1250 1350 1400

      80 100 120

      60

      40

      20

      , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

      0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2

      °C com ε =1 s

      Figura 4.38(e) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 deformado na T.E.=1050

      

    Deformação Equivalente (ε

    eq )

      T ens ão Eq uiv a lent e (M Pa )

      Temperatura de Tratamento ( o C/1h) 1100 1250 1350 1400

      80 100 120 140

      60

      40

      20

      Figura 4.38(f) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 deformado na o Temperatura de Tratamento ( C/1h)

      80 1100 1250 1350 1400

      Pa) M

      60 te ( n e val

      40 ui

      20 ensão Eq T

      0,0 0,3 0,6 0,9 1,2 1,5 1,8 Deformação Equivalente ( ε ) eq

      Figura 4.38(g) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 deformado na

    • -1

      T.E.=1150 , Tx.Aq.=10 °C com ε =1 s °C/s e t.e.=30 s.

      o Temperatura de Tratamento ( C/1h)

      60 1100 1250

      50 1350 Pa) 1400 M

      40 e ( lent a

      30 uiv

      20 ão Eq ns e T

      10 0,0 0,3 0,6 0,9 1,2 1,5 1,8 2,1 Deformação Equivalente ( ε ) eq o Temperatura de Ensaio(

      C) 500

      850 900 950 1000 1050 1150

      400 Pa)

      1200 te (M

      300 len a uiv

      200 ensão Eq

      100 T

      0,0 0,3 0,6 0,9 1,2 1,5 1,8

    Deformação Equivalente (ε )

    eq

    Figura 4.39 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 com T.T.=T.E. com

    • 1

      =1 s , Tx.Aq.=10 ε °C/s e t.e.=30 s.

    Tabela 4.13 - Valores da tensão de início de escoamento (MPa) do aço dúplex D3 obtidos das curvas de escoamento plástico apresentadas nas figuras

      4.38(a-h) e 4.39. T.E. ( °C) Temperatura de tratamento ( °C/1h) 1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E

      850 214,16 172,32 205,13 200,81 322,79 900 138,65 168,88 163,93 187,67 281,51 950 160,53 167,09 149,4 151,77 205,78 1000 102,76 122,7 96,92 108,59 139,98

      1050 73,64 74,72 85,63 91,25 82,56 1100 44,52 61,87 67,01 68,59 44,52 1150 42,66 42,14 45,14 42,21 40,01

    Tabela 4.14 - Valores da tensão de pico (MPa) do aço dúplex D3 obtidos das curvas de escoamento plástico apresentadas nas figuras 4.38(a-h) e 4.39.

      T.E. ( Temperatura de tratamento ( °C) °C/1h) 1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E.

      850 272,06 239,27 223,19 246,13 477,37 900 208,74 198,32 193,70 193,52 363,76 950 191,81 195,33 171,83 159,69 312,86 1000 155,41 134,80 124,71 124,30 163,26

      1050 132,73 115,52 105,67 98,08 131,91 1100 103,95 104,32 85,91 80,69 103,95 1150 77,70 77,41 66,87 65,18 85,66 1200 56,71 55,14 51,49 50,28 57,73

    Tabela 4.15 - Valores da deformação de pico do aço dúplex D3 obtidos das curvas de escoamento plástico apresentadas nas figuras 4.38(a-h) e 4.39.

      T.E. ( Temperatura de tratamento ( °C) °C/1h) 1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E

      850 0,125 0,235 0,172 0,192 0,113 900 0,332 0,263 0,187 0,119 0,051 950 0,297 0225 0,187 0,127 0,073 1000 0,399 0,111 0,356 0,233 0,528

      1050 0,436 0,415 0,453 0,297 0,669 1100 0,785 0,489 0,487 0,411 0,785

    Tabela 4.16 - Valores da deformação na fratura do aço dúplex D3 obtidos das curvas de escoamento plástico apresentadas nas figuras 4.38(a-h) e 4.39.

      T.E. ( Temperatura de tratamento ( °C) °C/1h) 1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E

      850 0,25 0,45 0,3 0,4 0,2 900 0,55 0,35 0,5 0,3 0,78 950 0,57 0,4 0,4 0,3 0,88 1000 0,6 0,2 0,7 0,55 0,89

      1050 0,7 0,6 0,75 0,65 1,0 1100 1,16 0,75 0,85 0,75 1,16 1150 0,95 1,3 1,0 1,0 1,66 1200 1,2 1,2 1,8 1,5 2,31

      350 o Temperatura de Tratamento ( C/1h)

      ) 1100

      300 Pa

      1250 (M

      1350 250 to

      1400 en T.T=T.E. m

      200 Escoa

      150 de io íc

      100 n

      I o

      50 nsã e T

      

    800 900 1000 1100 1200

    o Temperatura de Ensaio ( C)

      Figura 4.40(a) - Variação da tensão de início de escoamento plástico do aço dúplex

    • 1

      D3 em função da temperatura de ensaio com , ε =1 s

      250 o Temperatura de Ensaio (

      C) 850 )

      900 Pa

      200 950

      (M 1000 to

      1050 en m 1100

      150 1150 1200

      Escoa 100 de io íc n I o

      50 nsã e T

      900 1000 1100 1200 1300 1400 o Temperatura de Tratamento ( C)

      Figura 4.40(b) - Variação da tensão de início de escoamento plástico do aço dúplex

    • 1

      D3 em função da temperatura de tratamento com =1 s , ε

      Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

      o 500

      Temperatura de Tratamento ( C/1h) 1100 1250

      400 1350 1400

      Pa) T.T.=T.E.

      300 ico (M de P

      200 nsão e T

      100

      350 o Temperatura de Ensaio (

      C) 850 300

      900 950 )

      250 1000 a P

      1050 1100 (M

      200 1150 ico

      1200 P e

      150 d nsão

      100 Te

      50

    900 1000 1100 1200 1300 1400

    o

    Temperatura de Tratamento (

    C)

      Figura 4.41(b) - Variação da tensão de pico do aço dúplex D3 em função da

    • 1

      temperatura de tratamento com , Tx.Aq.=10 ε =1 s °C/s e t.e.=30 s.

      o Temperatura de Tratamento ( C/1h)

      0,8 0,8

      1100 1250 ) p 1350 ε

      1400 0,6

      0,6 T.T.=T.E. 0,4

      0,4 ação de Pico ( rm o

      0,2 0,2

      Def 0,0

      0,0 800 900 1000 1100 1200 o Temperatura de Ensaio ( C)

      Figura 4.42(a) - Variação da deformação de pico do aço dúplex D3 em função da

      1,0 o 1,0 Temperatura de Ensaio (

      C) 850 900

      0,8 0,8

      950 ) p

      1000 ε

      1050 1100 0,6

      0,6 Pico (

      1150 1200 0,4

      0,4 ação de rm fo e D

      0,2 0,2 0,0 0,0 900 1000 1100 1200 1300 1400 o Temperatura de Tratamento (

      C)

      Figura 4.42(b) - Variação da deformação de pico do aço dúplex D3 em função da

    • 1

      temperatura de tratamento térmico com , Tx.Aq.=10 ε =1 s °C/s e t.e.=30 s.

      2,5 o 2,5 Temperatura de Tratamento ( C/1h) 1100

      ) f 1250

      ε 2,0

      2,0 (

      1350 a ur 1400 at T.T.=T.E.

      1,5 1,5

      Fr ação na 1,0

      1,0 rm fo e D

      0,5 0,5 0,0 0,0 800 900 1000 1100 1200 o Temperatura de Ensaio (

      C)

      1000 1100 1200 1300 1400 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0

      0,0 0,5 1,0 1,5 2,0

      Temperatura de Ensaio ( o

      C) 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

      Def o rm a ç ã o na Fr a tu ra ( ε ) f

      Temperatura de Tratamento ( o

      C)

    Figura 4.43(b) - Variação da deformação na fratura do aço dúplex D3 em

    função da temperatura de tratamento com ε =1 s

    • 1

      , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

      4.3.3 - Microestruturas Após a Deformação a Quente Como descrito no item anterior, tanto a forma da curva de

    escoamento plástico como os níveis de tensão e de deformação na fratura

    dependem da temperatura de ensaio. A seguir, serão apresentadas algumas

    micrografias patenteando as microestruturas observadas após deformação

    em diferentes temperaturas.

      Observa-se na figura 4.44(a) que a microestrutura de uma amostra deformada a 950 °C apresenta uma grande quantidade de austenita (~52%)

    com a forma de lamelas. Nota-se, também, a presença da austenita de

      

    percoladas na matriz e não se observa mais a presença de austenita de

    Widmanstätten na microestrutura da amostra deformada a 1250 °C.

      30 µm

      Figura 4.44(a) - Microestrutura do aço dúplex D3 com T.T.=1350 °C por 1 h e

    • -1 deformada a 950 .

      °C com ε =1 s

      30

      µm Figura 4.44(c) - Microestrutura do aço dúplex D3 com T.T.=1350

      °C por 1 h e

    • 1 deformada a 1250 .

      °C com ε =1 s 4.3.4 - Efeito da Laminação a Frio nas Curvas de Escoamento Plástico

      Algumas amostras do aço dúplex D3 tratadas na temperatura de 1350 °C por 1 hora foram laminadas a frio com uma redução de 30% antes de serem ensaiadas. A micrografia da figura 4.45 mostra a microestrutura do aço dúplex D3 laminado a frio. Nota-se que a austenita está alinhada no sentido da laminação. Na figura 4.46, estão mostradas as curvas de escoamento plástico obtidas, onde se observa o aumento das tensões de início de escoamento e de pico com o decréscimo da temperatura. Tanto a deformação de pico quanto a deformação na figura 4.49.

      As micrografias mostradas nas figuras 4.50(a-b) e 4.51(a-b) mostram microestruturas deformadas do aço estudado, sendo que as duas últimas representam amostras laminadas a frio. Nota-se, nas amostras que não foram laminadas, que as partículas de austenita são espessas e não percoladas, com austenita de Widmanstätten dentro da matriz ferrítica. Por outro lado, nas amostras laminadas as partículas de austenita são percoladas (44% de austenita em 900

      °C e 40% de austenita em 1000

      °C), menos espessas e os grãos ferríticos são menores, se comparados com os das amostras que não foram laminadas.

      30

      µm

    Figura 4.45 - Microestrutura do aço dúplex D3 com T.T.=1350 °C por 1 h e laminado a frio com 30% de redução.

      240 o Temperatura do Ensaio (

      C) 900 950 1000 1050

      200 1100 1150

      Pa) 1200

      (M 160 e nt le a

      120 iv u

      80 ão Eq s n e T

      40 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 ε

      Deformação Equivalente ( ) eq

    Figura 4.46 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 tratado termicamente

    • 1

      com T.T.=1350 °C por 1 h e laminado a frio com ε =1 s , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

    Tabela 4.17 - Valores das tensões de início de escoamento ( σ y ) e de pico ( σ p ) e das deformações de pico ( ) e de fratura ( ) do aço dúplex D3 obtidos das

      ε p ε f curvas de escoamento plástico da figura 4.46.

      T.E. ( °C)

      (MPa) (MPa)

      σ y σ p ε p ε f 850 Ñ.ens. Ñ.ens. Ñ.ens. Ñ.ens.

      900 203,51 228,45 0,281 0,91 950 186,04 207,17 0,277 1,04 1000 106,96 135,42 0,488 1,2 1050 84,95 120,16 0,708 1,02

      

    900 1000 1100 1200

      50 100 150 200 250

      Tensão Início Escoamento (MPa) Tensão de Pico (MPa) T e nsão Eq uiv a lent e ( M Pa)

      Temperatura de Ensaio ( o

      C) 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0

      Def o rm a ção Eq uivale nt e (

      ε eq )

    Deformação de Pico

    Deformação na Fratura

    Figura 4.47 - Variações das tensões de início de escoamento e de pico e das deformações de pico e de fratura em função da temperatura de ensaio

      obtidas das curvas de escoamento plástico da figura 4.46.

      0,0 0,4 0,8 1,2 1,6 2,0

      50 100 150 200 250

      Temperatura de Ensaio ( o

      C) 900 LF 900 950 LF 950 1000 LF 1000 1100 LF 1100 1200 LF 1200 T e nsão Eq u iv a le nt e (M Pa )

      Deformação Equivalente ( ε eq

      )

    Figura 4.48 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 obtidas em amostras

      250 2,0

      σ ε p f σ ε y p σ LF LF p f ε )

      200 eq σ LF LF ε y p 1,5 ε

      Pa) M e ( lent

      150 a lente ( a uiv

      1,0 uiv

      100 ação Eq rm

      0,5 ensão Eq o T

      50 Def 0,0 800 900 1000 1100 1200 o Temperatura de Ensaio (

      C)

    Figura 4.49 - Comparações das variações das tensões de início de escoamento e de pico e das deformações de pico e de fratura em função da temperatura

      de ensaio obtidas das curvas de escoamento plástico da figura 4.48.

      10

      µm Figura 4.50(a) - Microestrutura do aço dúplex D3 com T.T.=1350

      °C por 1 h e

    • 1

      deformada na T.E.=900 , Tx.Aq.=10 °C com ε =1 s °C/s e t.e.=30 s.

      10

      µm Figura 4.50(b) - Microestrutura de uma amostra do aço dúplex D3 tratada termicamente a 1350

      °C por 1 h, laminada a frio e deformada na T.E.=900

    • 1
      • ε

      °C com =1 s

      , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

      10 µm

      Figura 4.51(a) - Microestrutura do aço dúplex D3 com T.T.=1350 °C por 1 h, deformada na T.E.=1000

    • 1

      °C com =1 s

    • ε

      , Tx.Aq=10 °C/s e t.e.=30 s.

      10

      µm Figura 4.51(b) - Microestrutura do aço dúplex D3 tratado termicamente a 1350

      °C por

    • 1

      1 h, laminada a frio e deformada na T.E.=1000 , °C com =1 s ε Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=30 s.

      4.3.5 - Efeito do Tempo de Espera nas Curvas de Escoamento Plástico Foram realizados ensaios em amostras tratadas termicamente a 1350

      °C por 1 hora e deformadas até a fratura a 1000 °C, variando-se os tempos de esperas de 30 a 1200 segundos. Como pode ser observado na figura 4.52, as curvas têm comportamentos similares no que se refere à deformação na fratura e mostram uma pequena diferença nos valores da tensão de pico. Nas microestruturas indicadas nas figuras 4.53(a-c), observa-se que houve um aumento na fração volumétrica da austenita (~45 para ~55%) conforme o tempo de espera é aumentado de 30 para 1200 segundos.

      Os gráficos da figura 4.54 exibem curvas de escoamentos plásticos obtidas em ensaios realizados nas temperaturas de 950, 1000 e 1150 °C e tempos de esperas de 30 e 1200 segundos de amostras tratadas termicamente a 1350

      °C por 1 hora e laminadas ou não a frio. Nota-se que, para tempos de espera iguais,

      1000 °C.

      160 Tempo de Espera (s)

      140

      30

      60 )

      120 300

      Pa 600

      M 1200

      100 e ( nt le

      80 a iv u

      40 nsão e T

      20 0,0 0,5 1,0 Deformação Equivalente ( ε ) eq

    Figura 4.52 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3, com T.T.=1350

      °C

    • 1

      por 1 h, deformado na T.E.=1000 e Tx.Aq.=10 °C com ε =1 s °C/s.

      30 µm

      Figura 4.53(a) - Microestrutura do aço dúplex D3 com T.T.=1350 °C por 1 h,

    • 1

      30

      µm Figura 4.53(b) - Microestrutura do aço dúplex D3 com T.T.=1350

      °C por 1 h, deformada na T.E.=1000 °C com ε =1 s

    • 1

      , Tx.Aq.=10 °C/s e t.e.=60 s.

      30 µm

      Figura 4.53(c) - Microestrutura do aço dúplex D3 com T.T.=1350

      200 o t.e. (s) T.E. (

      C) 30 950 30 1000 30 1150

      150 Pa)

      1200 1000

      30 LF 1000 e (M

      100 valent ui

      50 ensão Eq T

      0,0 0,4 0,8 1,2 1,6 2,0

    Deformação Equivalente (ε )

    eq

    Figura 4.54 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 variando T.E.

    • 1
      • e t.e., deformado na T.T.=1350 ε =1 s e Tx.Aq.=10 °C/s.

      °C com

      4.3.6 - Efeito da Taxa de Deformação nas Curvas de Escoamento Plástico Foram realizados alguns experimentos com amostras tratadas termicamente a 1350

      °C por 1 hora e deformadas a 1000°C, variando-se a taxa de

    • 1

      deformação de 0,3 a 5 s . A figura 4.55 mostra as curvas de escoamento plástico obtidas. Observa-se, nestas curvas, que as amostras tiveram comportamentos diferentes nas taxas de deformações utilizadas, tanto no que se refere às tensões quanto às deformações equivalentes. Quanto maior a taxa, maior a tensão e menor

    • 1

      Taxa de Deformação(s ) 160

      0,3 0,5 140

      1,0 3,0 Pa)

      120 5,0

      (M e 100 nt le a

      80 iv u

      60 ão Eq s n

      40 e T

      20 0,0 0,3 0,6 0,9 1,2 1,5 ε

      Deformação equivalente ( ) eq

    Figura 4.55 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 com T.T.=1350

      °C por 1 h, deformado na T.E.=1000 °C com Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

      5 - Discussão 5.1- Microestruturas Iniciais Para a obtenção de uma grande variedade de microestruturas no

    início da deformação a quente, foram utilizados três tipos de aços inoxidáveis

    dúplex com razões cromo/níquel equivalentes iguais a 4,4 (aço dúplex D1);

    3,5 (aço dúplex D2) e 2,9 (aço dúplex D3). Além de composições químicas

    diferentes, foram realizados diferentes tratamentos térmicos iniciais e

    impostas diferentes condições de deformação. Como consequência desta

    larga variedade de condições experimentais empregadas, obtiveram-se

    amostras com microestruturas variando desde essencialmente ferrítica até

    amostras com microestruturas bifásicas, com diferentes frações volumétricas,

    distribuições e morfologias das partículas de austenita dentro da matriz

    ferrítica.

      Microestruturas essencialmente ferríticas só foram observadas em

    amostras do aço dúplex D1 em altas temperaturas. Vê-se, nas figuras 4.1(a-j)

    e tabela 4.1, que a fração volumétrica de austenita decresce continuamente

    com o aumento da temperatura de aquecimento no tratamento térmico inicial.

    Acima de 1250 °C, não se observam mais partículas de austenita dentro da

    matriz ferrítica. Também se pode ver na figura 4.3 que a curva de variação do

    tamanho dos grãos ferríticos com a temperatura tem um crescimento mais

    acentuado em altas temperaturas que em temperaturas menores, indicando

    que o movimento dos contornos dos grãos ferríticos já não é mais inibido pela

    presença de partículas de austenita em temperaturas maiores. Assim, pode- se esperar que o contorno entre os domínios das fases

      α e α+γ está em torno de 1250 °C, para esta composição química.

      

    apresentaram em altas temperaturas, pelo menos após os tratamentos

    térmicos iniciais.

      O fato de não serem observadas microestruturas totalmente

    ferríticas nos aços dúplex D2 e D3 está associado à composição química dos

    mesmos. Além de apresentar maior razão cromo/níquel equivalentes que os

    demais, o aço dúplex D1 tem baixo teor de nitrogênio (ver tabela 3.1). A

    presença de partículas de nitreto de titânio (ver figura 4.12(b), por exemplo) é

    um indicativo de que este aço foi estabilizado pelo titânio (57). A partir destas

    informações, faz-se a seguir uma tentativa para colocar os três aços em um

    mesmo diagrama de equilíbrio. Embora os aços em estudo não se adaptem a

    nenhum dos diagramas pseudobinários existentes, uma vez que possuem em

    torno de 66% (dúplex D1), 67% (dúplex D2) e 63% (dúplex D3) de ferro, estes

    são colocados esquematicamente no diagrama com 70% de Fe, como

    mostrado na figura 5.1. O aço dúplex D1 intercepta o contorno de fases a

    1250 °C e os demais são colocados sequencialmente, considerando-se os respectivos teores de níquel.

      Embora apenas o aço dúplex D1 apresente microestrutura

    totalmente ferrítica após tratamento térmico inicial, em todos os aços há um

    decréscimo da fração volumétrica de austenita conforme a temperatura de

    tratamento é aumentada. As figuras 4.16(a-f) e 4.36 (a-f) e as tabelas 4.6 e

    4.12 mostram que, conforme a temperatura de tratamento é aumentada de

    1100 para 1400 °C, a fração volumétrica de austenita decresce de

    aproximadamente 53 para 36% no aço dúplex D2 e de 59 para 44% no aço

    dúplex D3. Assim, quando as amostras que foram tratadas termicamente em

    altas temperaturas são reaquecidas e ensaiadas em temperaturas menores,

    parte da austenita que foi dissolvida pode precipitar-se antes ou durante os

      

    forma de Widmanstätten em amostras tratadas acima de 1100 °C e ensaiadas

    em temperaturas menores que 1150 °C. As figuras 4.44(a), 4.50(a-b) e

    4.51(a-b) são exemplos deste tipo de microestrutura. No aço dúplex D2 foi

    observada a austenita de Widmanstätten em amostras tratadas acima de

    1100 °C e ensaiadas em temperaturas menores que 1100°C, do que a figura

    4.24(a) apresenta um exemplo. No aço dúplex D1, observa-se austenita de

    Widmanstätten em amostras tratadas em temperaturas maiores 1000

      °C e deformadas em temperaturas menores que 1050 °C. Nas figuras 4.10(e-f), que são exemplos de microestruturas com

    austenita de Widmanstätten no aço dúplex D1, vê-se que estas partículas

    estão distribuídas dentro dos grãos e especialmente nos contornos, tendendo

    a formar um filme recobrindo os contornos dos grãos ferríticos. Esta estrutura

    de rede é observada em amostras deformadas em baixas temperaturas (900-

    950

      °C) após tratamentos térmicos em altas temperaturas (1350-1400°C) e baixas temperaturas (900-950 °C). Em amostras tratadas termicamente em temperaturas intermediárias (1100

      °C, por exemplo) e deformadas em baixas

    temperaturas, as partículas de austenita estão distribuídas de forma discreta,

    formando uma estrutura dispersa finamente distribuída, como pode ser visto

    na figura 4.12(a).

      Microestruturas com as partículas de austenita distribuídas de forma

    dispersa dentro da matriz ferrítica são observadas nos três aços em estudo.

    As figuras 4.12(a-d) mostram este tipo de microestrutura no aço dúplex D1.

    Neste exemplo, o aumento da fração volumétrica de austenita foi causado

    pelo crescimento das partículas devido ao aumento do tempo de espera antes

    da deformação; a fração volumétrica aumenta de 8 para 22% conforme o

      

    maiores frações volumétricas, as partículas de austenita dos aços dúplex D2 e

    D3 têm tamanho médio maiores que as observadas no aço dúplex D1 em

    torno de 5 µm no aço dúplex D1 e de 50 µm nos aços dúplex D2 e D3. No

    primeiro caso, as partículas foram formadas durante os experimentos,

    enquanto que no segundo caso não ocorreu a dissolução destas partículas

    durante o reaquecimento.

      Finalmente, microestruturas dúplex, onde as duas fases percolam a

    microestrutura, só foram observadas em amostras dos aços dúplex D2 e D3

    tratadas e deformadas em baixas temperaturas. Abaixo de 1100 °C no aço dúplex D2 e de 1150 °C no aço dúplex D3. As figuras 4.24(a-b) e 4.44(a-b)

    mostram exemplos de microestrutura dúplex. Neste caso, as duas fases

    formam camadas alternadas e alinhadas com a direção de deformação. Neste

    momento, vale a pena observar as microestruturas das amostras que foram

    laminadas a frio (4.25, 4.45, 4.50(b) e 4.51(b), por exemplo). O trabalho

    mecânico aumenta o alinhamento das partículas, tornando-as percoladas,

    podendo transformar uma estrutura dispersa de partículas grosseiramente

    distribuída em estrutura dúplex.

      5.2 - Curvas de Escoamento Plástico Em consequência da larga variedade de microestruturas ensaiadas,

    obtiveram-se, neste trabalho, curvas de escoamento plástico com diferentes

    formas, variando da curva característica de microestruturas monofásicas

    ferríticas até a de microestruturas dúplex com as duas fases percolando todo

    o material.

      5.2.1 – Microestrutura Essencialmente Ferrítica Essa forma de curva de escoamento plástico é obtida em amostras

    do aço dúplex D1 ensaiadas a elevadas temperaturas. A microestrutura inicial

    consiste de uma matriz ferrítica com menos de 1% de austenita, como

    indicado na tabela 4.1 e figura 4.2. A curva de escoamento plástico exibe um

    pequeno pico de tensão, com pequena diferença entre a tensão de pico e de

    estado estacionário, como pode ser observado nas curvas obtidas em ensaios

    realizados a temperaturas acima de 1100

      °C das figuras 4.4(b-c). A curva tem

    a forma característica de materiais que sofrem extenso amaciamento por

    recuperação dinâmica (ver figuras 2.2 e 2.3) e podem ser submetidos a

    grandes deformações sem falhar. Além disso, durante a deformação plástica,

    tem-se uma redução significativa no tamanho médio dos grãos; a amostra

    tratada a 1250 °C e deformada a 1100°C teve uma redução no tamanho médio

    dos grãos de 300 µm para 35 µm, como indicam as figuras 4.1(i) e 4.9(b),

    revelando que ocorre algum processo de recristalização durante a

    deformação. Nas figuras 4.15(a-b), pode-se ver que subgrãos surgem dentro

    dos grãos ferríticos antigos, crescem e aumentam suas desorientações em

    relação aos vizinhos e formam novos grãos. Este mecanismo é chamado de

      5.2.2 – Ferrita com Austenita de Widmanstätten Quando a microestrutura inicial é constituída de uma matriz ferrítica

    com partículas de austenita com morfologia de Widmanstätten finamente

    dispersas, a curva de escoamento plástico toma uma forma particular, com

    um pico de tensão em baixas deformações, seguida de uma extensa região

    de amaciamento. Exemplos deste tipo de curva são vistos nas figuras 4.4(a-f).

      Uma característica marcante desse tipo de curva é o alto nível da

    tensão de início de escoamento comparado ao nível da tensão do estado

    estacionário. O pico de tensão é provocado pelas partículas de

    Widmanstätten finamente dispersas que funcionam como uma barreira ao

    movimento das discordâncias, exigindo um aumento adicional de tensão no

    início dos ensaios (53). Nessas condições, observa-se que, após o pico de

    tensão, o decréscimo da tensão de escoamento é muito maior que o aumento

    da mesma durante o encruamento do material. Pode-se inferir que esse

    decréscimo não é causado somente pela diminuição da densidade de

    discordâncias, mas também pela geração de novos grãos recristalizados de

    ferrita, como mostra, por exemplo, a microestrutura da figura 4.12(c). 5.2.3 – Microestrutura Dúplex Além das formas das curvas obtidas a partir de estruturas

    monofásicas essencialmente ferríticas e estruturas dispersas com partículas

    finamente distribuídas de austenita de Widmanstätten, uma outra forma de

    curva de escoamento plástico foi obtida em ensaios de torção a quente

    realizados em amostras dos aços dúplex estudados. As microestruturas

    iniciais das amostras deformadas são constituídas com proporções

      A curva de escoamento é caracterizada por um pico que separa

    uma região de encruamento aproximadamente linear de uma região após o

    pico onde a tensão de escoamento decresce até a fratura, como mostram as

    figuras 4.18(b-e) em temperaturas de tratamentos de 1100 e 1250 °C, figura

    4.19 em temperaturas de ensaios de 1000 e 1050 °C, figuras 4.38(d-g) em

    temperaturas de tratamentos de 1100 e 1250 °C, figura 4.39 em temperaturas

    de ensaios de 1050 e 1150 °C e figura 4.46 em temperaturas de ensaios de 1050 a 1200 °C. Na etapa inicial do ensaio, em baixas deformações, a curva

    de escoamento plástico tende a ter a forma similar à obtida na microestrutura

    essencialmente ferrítica, indicando que, no início do processo de deformação,

    a fase ferrítica se deforma mais do que a fase austenítica. Este

    comportamento dissimilar da ferrita e austenita se deve ao fato de a fase α ser

    mais macia que a fase γ e à alta energia de falha de empilhamento da ferrita,

    que facilitam a movimentação de discordâncias durante a deformação a

    quente.

      No início dos ensaios de torção, as camadas das fases ferrítica e

    austenítica estão alinhadas na direção do eixo principal dos corpos de prova

    de torção formando um ângulo de 45 ° com as tensões principais (ver figura

    3.2 e 5.2). Essa configuração das tensões aplicadas é intermediária à

    configuração das leis das misturas, em que a tensão é uniforme (eq. 2.8) e a

    deformação é uniforme (eq. 2.7) nas fases ferrítica e austenítica. Após as

    deformações iniciais, além do encruamento da austenita, ocorre a mudança

    do alinhamento das camadas das fases na direção da tensão principal de

    torção (ver figuras 4.24(a-b), 4.35(a-b), 4.44(a-b), 4.50(b) e 4.51(b)). Quando

    as camadas se alinham com a direção das tensões principais, tem-se a

      

    misturas. Vale observar que os valores das tensões de pico são maiores nas

    curvas de escoamento plástico, onde as fases percolam toda a amostra

    quando comparadas com microestrutura onde inicialmente as fases não

    percolam, como podem ser visto nas figuras 4.18(b-d) e figuras 4.38(d-f). Isto

    dar um indicativo que a maior proporção da fase austenítica e o alinhamento

    na direção das tensões principais de torção das camadas percoladas

    provocam estes maiores picos de tensões. A deformação de pico tende a ter

    valores idênticos quando a microestrutura é dúplex independente da

    temperatura de ensaio, como pode ser observado na figura 4.22(a) curva com

    temperatura de tratamento a 1100

      °C. Após a tensão de pico, o decréscimo da

    tensão de escoamento deve estar associado ao amaciamento proporcionado

    pela recristalização dinâmica da austenita, como sugerem Cizek e col. (52).

      A curva de escoamento plástico de amostras com este tipo de

    estrutura que apresenta, também, partículas de Widmanstätten dentro da

    matriz é caracterizada por um aumento na tensão de início de escoamento,

    como revelam as figuras 4.38(a-c) principalmente nas amostras tratadas a

    1100 e 1250 °C, na figura 4.39 curva correspondente à temperatura de

    1000 °C, na figura 4.46 nas curvas correspondentes às temperatura de 900 a

    1000 °C e nas microestruturas apresentadas nas figuras 4.24(a), 4.44(a),

    4.50(b) e 4.51(b).

    Figura 5.2 - Representação esquemática do comportamento das camadas de austenita e ferrita em relação à tensão principal de tensão durante

      os ensaios de torção. a) antes do ensaio de torção e b) durante o ensaio de torção.

      5.2.4 - Microestrutura com Partículas de Austenita Grosseiramente Dispersas Em amostras dos aços dúplex D2 e D3 em temperaturas de ensaios

    acima de 1150 e 1200 °C, respectivamente, a microestrutura inicial é

    constituída de matriz ferrítica com partículas grosseiramente dispersas de

    austenita, como indicam as figuras 4.24(c), 4.35(a-d) e 4.44(c). Nesse caso, a

    curva de escoamento é caracterizada por um pico separando uma extensa

      é caracterizada pela deformação preferencial da matriz ferrítica. Observa-se, neste tipo de curva, também, que nos primeiros estágios do ensaio, em baixas deformações, a curva de escoamento plástico tende a ter uma forma similar à obtida na microestrutura essencialmente ferrítica, como mostra a curva 4 da figura 5.3, indicando que no início do processo de deformação a fase ferrítica se deforma mais do que a fase austenítica.

      Na etapa inicial dos ensaios, assim como ocorre na estrutura dúplex, as partículas grosseiras de austenita encruam e se alinham com a direção da tensão principal de torção. O pico de tensão também ocorre quando ambas as fases estão alinhadas na direção da tensão principal de torção, e é provocado pela deformação e alinhamento das partículas de austenita durante a etapa do encruamento. A diferença nesse caso, é que, do

    início ao fim da deformação, a matriz ferrítica, mais mole devido às

    propriedades inerentes da ferrita, deforma-se preferencialmente às partículas duras e grosseiramente dispersas da austenita.

      Quando as amostras apresentam partículas de austenita com morfologia de Widmanstätten dentro da matriz ferrítica, além da presença das partículas de austenita grosseiramente dispersas, a forma das curvas de escoamento plástico é alterada, como mostram as figuras 4.18(a-d) nas temperaturas de tratamentos de 1350 e 1400 °C. Nesse caso, a tensão de início de escoamento é aumentada significativamente devido ao aumento da resistência imposta pelas partículas de Widmanstätten finamente dispersas dentro da matriz ferrítica. A deformação de pico cresce continuamente com a

    temperatura de ensaio, como pode ser notado na figura 4.22(a) curvas

    correspondentes às temperaturas de tratamentos de 1350 e 1400

      °C. Foi

    observado que existe um indicativo que a presença de austenita de

      

    grosseiramente dispersa pode mudar para uma microestrutura dúplex, pela

    ação do processamento ou das transformações de fases, como por exemplo,

    mudando os tempos de espera de 30 para 1200 segundos, como mostrado

    nas figuras 4.53(a-c), onde mostra uma microestrutura quase grosseiramente

    dispersa tendendo para uma microestrutura dúplex. O gráfico da figura 4.52

    mostra, também, essa tendência de mudança de microestrutura quando

    comparadas as curvas correspondentes a 30 e 1200 segundos.

      150 Curva 1

      

    3

    Curva 2 Curva 3 120

      Pa) M (

      90 e nt

      60

      4 uivale ão Eq

      30

      1 ns e T

      0,0 0,4 0,8 1,2 1,6 Deformação Equivalente ( ε ) eq

    Figura 5.3 - Formas de curvas de escoamento plástico observadas em amostras deformadas neste trabalho a partir das microestruturas

      iniciais usadas nos ensaios de torção a quente com: curva 1) microestrutura essencialmente ferrítica; curva 2) ferrita com Quando um aço dúplex com microestrutura tendendo para

    grosseiramente dispersa é submetido a altas taxas de deformações, ocorrerá

    uma maior transferência de tensão e de deformação da matriz ferrítica, não

    dando tempo suficiente para que a austenita possa acomodar-se dentro da

    matriz ferrítica por deslizamento de contornos de interfaces. Em baixas taxas

    de deformações a matriz ferrítica deforma-se preferencialmente, não

    transmitindo uma grande quantidade de deformação e de tensão para a

    austenita, como pode ser observado nas figuras 4.33(a-b) e 4.55.

      5.3 – Ductilidade a Quente Com ensaios de torção a quente foram obtidas respostas de

    amostras dos aços dúplex às solicitações mecânicas impostas, que

    dependem das microestruturas iniciais e das condições de deformações.

    Amostras com microestruturas iniciais essencialmente ferríticas podem ser

    submetidas a grandes deformações sem falhar, como mostrado nas curvas da

    figura 4.6 para ensaios realizados em temperaturas acima de 1050 °C (Na figura 5.4, são traçados alguns dados apresentados na figura 4.6 juntamente

      

    com dados experimentais obtidos em amostras dos aços D2 e D3). A alta

    ductilidade obtida nas microestruturas essencialmente ferríticas pode ser

    atribuída a duas causas: primeiro, existe maior facilidade de eliminação de

    discordâncias e formação de subgrãos que causam um decréscimo no nível

    de resistência do material; segundo, existem o encurvamento e movimentação

    de contornos de alto ângulo, como mostram as microestruturas das figuras

    4.15(a-b), que têm o efeito benéfico de isolar as trincas formadas nos

    contornos originais e de inibir o deslizamento desses contornos.

      

    transformação, durante o reaquecimento a 900 °C com um tempo de espera

    muito pequeno (30 segundos), o equilíbrio entre as fases não foi alcançada, a

    fração volumétrica de austenita transformada no estado sólido foi muito

    pequena e as partículas estão preferencialmente nos contornos dos grãos

    ferríticos. Isso ocorre devido à maior facilidade de difusão nos contornos dos

    grãos ferríticos/ferríticos do que dentro dos grãos ferríticos. Durante a

    deformação a quente, a falha do material ocorre pelo deslizamento dos

    contornos dos grãos da matriz ferrítica provocado pela rede de austenita, que

    independe da fração volumétrica de austenita na matriz ferrítica, como visto

    na figura 5.5, que é uma ampliação da foto apresentada na figura 4.10(e). A

    ductilidade apresentada por amostras com esse tipo de microestrutura é

    baixa, como observado na figura 5.4, curva 1 em baixas temperaturas de

    ensaios.

      10

      10 Curva 1 Curva 2 Curva 3

      ) f

      8

      8 ε

      Curva 4

      ura (

      3

      

    1

      6

      6 ão na Frat ç

      4

      4

      4 a rm fo e D

      2

      2

      5 800 900 1000 1100 1200 o

    Temperatura de Ensaio (

      C)

    Figura 5.4 – Variações da quantidade de deformação na fratura em função da

      20 µm

    Figura 5.5 - Microestrutura de aço dúplex D1 com estrutura de rede mostrando trincas por deslizamento de contornos de grãos.

      Ampliação da figura 4.10(e). Quando a microestrutura consiste de uma matriz ferrítica com

    austenita nos contornos dos grãos, sem a formação do filme contínuo, e com

    partículas de austenita finamente dispersas dentro dos grãos, como se

    observa na micrografia da figura 4.12(a), tem-se uma estrutura do tipo

    dispersa. Um exemplo de microestrutura desse tipo foi obtida em uma

    amostra do aço dúplex D1 tratada termicamente a 1100 °C e deformada a

    900 °C. Como essa amostra foi tratada abaixo da temperatura de

    transformação, parte da austenita foi dissolvida e parte continua presente na

    matriz ferrítica, como se observa na figura 4.1(f). Durante o reaquecimento a

    900

      °C com tempo de espera pequeno (30 segundos), tem-se a precipitação

    de partículas de Widmanstätten e o crescimento das partículas existentes,

    sem que estas formem um filme recobrindo os contornos de grãos. Durante a

      A ductilidade a quente de amostras com microestrutura dispersa

    pode ou não ser alta, dependendo, principalmente, da fração volumétrica da

    segunda fase. Quando as partículas contidas em amostras com

    microestruturas finamente dispersas crescem e a estrutura tende para a de

    partículas grosseiramente dispersas, como mostram as figuras 4.12(b-d), a

    ductilidade das amostras decresce enquanto que a resistência mecânica

    aumenta, como visto na 4.11(b). Neste caso, em baixas temperaturas de

    ensaios, o nível de deformação na fratura da curva 3 tende para os valores

    indicados pela curva 2 da figura 5.4. Se o tempo de espera imposto à amostra

    do aço dúplex D1 da figura 4.12(d) for aumentado acima de 600 segundos,

    pode-se esperar que a transformação de fase acontecerá e as partículas

    finamente dispersas se transformarão em partículas grosseiramente

    dispersas. Em amostras dos aços dúplex D2 e D3 deformadas em

    temperaturas acima de 1150 °C e 1200°C, respectivamente, a microestrutura é

    constituída de matriz ferrítica com partículas grosseiramente dispersas, como

    revelam as figuras 4.24(c) e 4.44(c). Se comparada com a ductilidade de

    amostras com estrutura de partículas finamente dispersas (~ ε =9,0 a 950 °C), f

    a ductilidade destas últimas é bem menor (~ ε =4,3 e 2,3 realizadas a

    f 1200

      °C), como mostram as curvas 4 e 5 da figura 5.4 para os aços dúplex D2

    e D3, respectivamente. A fração volumétrica neste caso é que faz a diferênça

    na ductilidade. A falha do material nesse caso, também, ocorre pela restrição,

    por parte da austenita, da movimentação dos novos grãos recristalizados de

    ferrita, como indica a figura 5.7.

      Uma diferênça marcante entre amostras com estrutura de rede e

    amostras com estrutura de partículas finamente dispersas, é que na primeira

      

    4.10(e) ter menor fração volumétrica de austenita (~5% e tensão de pico =

    110 MPa), se comparada com a microestrutura da figura 4.12(c) (~13% e

    tensão de pico de 140 MPa), a ductilidade da primeira ( =1,42) é menor do

      ε f

    que a da segunda ( =4,5). A diferença, neste caso está no tipo de estrutura.

    ε f

      

    Na estrutura do tipo dispersa, a ductilidade é determinada pela matriz ferrítica,

    enquanto que na estrutura do tipo rede, pela austenita, que está formando um

    filme fino contínuo nos contornos dos grãos ferríticos.

      4 µm

    Figura 5.6 - Microestrutura de aço dúplex com estrutura finamente dispersa mostrando trincas causadas pela restrição a movimentação de

      grãos ferríticos recristalizados.

      20 µm

    Figura 5.7 - Microestrutura de aço dúplex com estrutura grosseiramente dispersa mostrando trincas pela restrição a movimentação de

      grãos ferríticos recristalizados. Quando uma amostra com as duas fases formando camadas que

    percolam todo o material, ou seja, tem uma estrutura dúplex, o

    comportamento plástico dessa amostra depende, agora, de ambas as fases.

    Como é bem conhecido (46,50,51), as fases ferrítica e austenítica têm

    comportamentos dissimilares durante a deformação a quente. Pelo

    comportamento diferente das fases em toda a deformação, cavidades são

    formadas em pontos tríplices e ao longo das camadas de austenita na direção

    da deformação, decrescendo fortemente a ductilidade da amostra, como visto

    nas curvas 4 e 5 da curva 5.4 em baixas temperaturas de ensaios. Estes

    comportamentos diferentes das fases levam à ruptura do material por

    aberturas de trincas em junções ferritas-austenitas como mostra a figura 5.8,

    que é uma ampliação da foto da figura 4.44(b).

      20 µm

    Figura 5.8 - Microestrutura de aço dúplex com estrutura dúplex mostrando trincas em pontos tríplices dos grãos ferríticos e austeníticos.

      6 - Conclusões 1 - O comportamento plástico dos aços inoxidáveis dúplex D1, D2 e

    D3 a elevadas temperaturas depende fortemente da microestrutura inicial que

      

    é determinada pela composição química, tratamentos térmicos iniciais e

    condições de deformação.

      2 - Quando as amostras dos aços inoxidáveis dúplex são

    essencialmente ferrítica, o comportamento mecânico é determinado pela

    matriz e a curva de escoamento plástico é típica de materiais que sofrem

    recristalização dinâmica “contínua”. A ductilidade das amostras com este tipo

    de microestrutura é muito grande.

      3 - Quando partículas de Widmanstätten precipitam, em amostras

    com microestrutura essencialmente ferrítica, formando uma distribuição de

    partículas finamente dispersas, aumentam a resistência do material. A curva

    de escoamento plástico é caracterizada por um rápido endurecimento até um

    pico de tensão, seguido de uma extensa região de amaciamento. A

    ductilidade é menor que da microestrutura essencialmente ferrítica e a falha

    ocorre pela restrição ao movimento dos grãos ferríticos recristalizados por

    parte das partículas de austenita. Quando a segunda fase forma uma rede

    contínua nos contornos dos grãos da matriz ferrítica, o material falha durante

    a deformação a quente, por deslizamento de contornos de grãos. Nesse caso,

    a ductilidade é baixa e independe da fração volumétrica da austenita.

      4 - Quando partículas de austenita são grosseiramente dispersas movimentação dos novos grãos recristalizados da ferrita.

      5 - Quando a microestrutura é caracterizada pela percolação das

    fases ferrítica e austenítica, a curva de escoamento plástico toma uma forma

    bem particular nos ensaios de torção a quente. Existe um pico de tensão que

    separa uma região linear onde ocorre o encruamento e alinhamento das fases

    ferrítica e austenítica em direção da tensão principal de torção e uma região

    onde a tensão de escoamento decresce até a falha do material. A ductilidade

    desse tipo de microestrutura é muito baixa. A falha, nesse caso, ocorre por

    aberturas de cavidades em pontos tríplices e ao longo dos contornos fases

    ferrítica e austenítica, devido aos seus comportamentos dissimilares durante a

    deformação a quente.

      6 - No aspecto geral conclui-se que, o comportamento plástico dos

    aços dúplex estudados, constituídos de uma fase ferrítica dúctil e outra menos

    dúctil austenítica, depende de como a fase austenítica está distribuída na

    microestrutura. Se a fase austenítica estiver presente nos contornos dos

    grãos da matriz ferrítica como um filme fino e contínuo ou como uma fase que

    percola toda a amostra formando uma microestrutura dúplex, a ductilidade

    das amostras é baixa. Uma condição boa de ductilidade foi obtida quando as

    microestruturas das amostras apresentaram partículas finamente dispersas de

    austenita na matriz ferrítica.

      7 - Referências Bibliográficas

      

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UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS
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UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS
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UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS CARACTERIZAÇÃO E MODELAGEM DO COMPORTAMENTO PLÁSTICO
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UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA DE MATERIAIS PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS
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UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS
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UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS
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UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS
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UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS – UFSCAR CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS
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SIMULAÇÃO DA LAMINAÇÃO A QUENTE DE UM AÇO LIVRE DE INTERSTICIAIS (IF) ATRAVÉS DE ENSAIOS DE TORÇÃO
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CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS
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