Na sequência, segue a apresentação dos resultados obtidos com a realização dos ensaios para avaliar o efeito dos diversos tratamentos isotérmicos propostos no comportamento mecânico do aço inoxidável duplex UNS S32304 estudado.
5.2.1. Aço inoxidável duplex envelhecido a 475ºC
Ensaios de tração
Os resultados dos ensaios de tração para o aço no estado de entrega e após o tratamento isotérmico a 475ºC por 100h estão relacionados na Tabela 5.1.
Tabela 5.1: Efeito do tratamento isotérmico a 475ºC por 100h no comportamento mecânico sob tração do aço inoxidável duplex UNS S32304.
Condição (MPa) σUS (MPa) σYS εuniforme (%) ε(%) total (%) RA
Média DP Média DP Média DP Média DP Média DP
Est. de Entrega 710 9,75 533 3,2 37 3 56 3 66 2 475ºC por 100h 957 17,3 679 36 19 1,5 43 2 64 3,5
Os dados apresentados na Tabela 5.1 sobre os efeitos do tratamento isotérmico à temperatura de 475ºC no comportamento em tração do aço inoxidável duplex estudado estão
77 ilustrados na forma de gráfico na Figura 5.17 para melhor visualização. As curvas tensão- deformação para o aço inoxidável no estado de entrega e após envelhecimento a 475ºC por 100h estão ilustradas na Figura 5.18.
Figura 5.17: Variação do comportamento mecânico do aço inoxidável duplex UNS S32304 em função do tratamento isotérmico a 475ºC.
Figura 5.18: Curvas σ-ε médias para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após envelhecimento a 475ºC por 100h.
Comparando os resultados dos ensaios de tração, na Tabela 5.1, para o aço inoxidável duplex UNS S32304 estudado no estado de entrega com os valores especificados pelo fabricante da liga (Aperam South America) constatou-se que os valores do limite de resistência à tração e do limite de escoamento se apresentaram aproximadamente 30MPa abaixo do especificado. Diferença esta considerada pouco significativa. Já o valor do alongamento se apresentou acentuadamente superior ao especificado pelo fabricante, mas o resultado aqui encontrado para este parâmetro não pode ser comparado com as especificações do fabricante uma vez que o fabricante considera a utilização de corpos de prova com
78 comprimento de 50mm. Conforme também pode ser observado pela análise dos dados na Tabela 5.1, todos os tratamentos térmicos implicaram em algum tipo de alteração no comportamento mecânico do aço UNS S32304.
O tratamento isotérmico a 475ºC conferiu ao material um acentuado aumento na tensão limite de resistência à tração, subindo de 710MPa no estado de entrega para 957MPa após o tratamento térmico, o equivalente a 34,7% de acréscimo. Também ocorreu aumento expressivo na tensão limite de escoamento sendo que esta subiu de 533MPa para 679MPa. Neste caso o aumento foi equivalente a 27,4%. Como se esperava, a capacidade do material de se deformar antes do colapso diminuiu com o envelhecimento a 475ºC, conforme normalmente ocorre em praticamente todas as ligas metálicas. A deformação total reduziu de 56% para 43%. Neste caso, uma diminuição em percentual de 23,2% na deformação total. Outra situação que se pôde observar foi que o material se deforma uniforme e proporcionalmente menos após a exposição à temperatura de 475ºC. O percentual de deformação uniforme em relação à deformação total para o aço no estado de entrega foi de 66,1%; enquanto o mesmo parâmetro para o aço envelhecido na condição acima mencionada foi de 44,2%. Olhando por outra ótica, conforme foi dito, a redução na deformação total devido ao envelhecimento foi de 23,2%; enquanto que a redução na deformação uniforme pelo mesmo motivo foi de 48,6%. Ou seja, além de se deformar menos após este envelhecimento, a deformação uniforme ficou ainda mais comprometida por apresentar maior redução.
Todas as alterações observadas no aço UNS S32304 quanto ao comportamento tensão- deformação, após o tratamento isotérmico a 475ºC, indicam que ocorreu a precipitação da fase α’ na fase α assim como a literatura sugere que ocorreria. Entre os dados da literatura que mais se aproximam dos que aqui foram observados, pode-se citar os publicados por Sahu et
al. (2012) que estudaram os mecanismos de iniciação de trinca por fadiga em um aço
inoxidável duplex UNS S31803 após envelhecimento a 475ºC por 100h. Em seu trabalho Sahu et al. (2012) relataram que após o tratamento isotérmico a tensão limite de resistência à tração aumentou de 767MPa para 978MPa; a tensão limite de escoamento aumentou de 525MPa para 675MPa e a deformação diminuiu de 60% para 54%. Resultados, apesar de não serem de aços inoxidáveis duplex idênticos, são muito similares. Fato este que sugere a precipitação de α’ no aço aqui estudado também e que, mesmo sem Mo na sua constituição, esta liga é tão sensível à precipitação da fase α’ quanto às demais ligas da família de aços inoxidáveis duplex.
79 O efeito do envelhecimento à 475ºC no percentual de redução de área foi similar ao ocorrido com a deformação só que com menor intensidade, conforme pode ser observado na Figura 5.17 e na Tabela 5.1.
Também ocorreu o fenômeno de delaminação em todos os ensaios de tração para o aço na condição envelhecido, independentemente da temperatura de tratamento térmico. Fato que pode ser observado pela curva tensão-deformação do aço envelhecido à 475ºC por 100h. Trata-se da abrupta redução da tensão que precedeu a ruptura final do corpo de prova. Este assunto será discutido em detalhes mais adiante quando forem apresentados os efeitos do tratamento isotérmico a 850ºC nas propriedades de tração do aço inoxidável duplex estudado.
Ensaios de dureza
Os valores de dureza do aço inoxidável duplex UNS S32304 estudado no estado de entrega e após o tratamento isotérmico a 475ºC em função do tempo de exposição estão listados na Tabela 5.2.
Tabela 5.2: Valores de dureza Vickers (carga 62,5kg) do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após tratamento isotérmico a 475ºC em diferentes tempos de exposição.
Condição 01 02 03 Medições 04 05 06 Média padrão Desvio
Est. Entrega 262 243 251 247 247 247 249,5 6,6 475ºC 1h 279 279 279 274 281 274 277,7 2,9 475ºC 6h 290 292 297 297 295 281 292 6,1 475ºC 12h 309 302 302 304 309 306 305,3 3,2 475ºC 25h 322 320 325 325 324 322 323 2 475ºC 50h 342 345 327 331 335 338 336,3 6,7 475ºC 100h 348 342 348 345 345 345 345,5 2,3
Os efeitos do tratamento isotérmico a 475ºC em função do tempo de exposição na dureza da liga estudada estão ilustrados na forma de gráfico na Figura 5.19. Conforme pode ser observado nesta figura, a dureza do aço aumenta com o tempo de envelhecimento a 475ºC. Fato que indica um processo evolutivo na precipitação da fase α’. Além disso, observou-se que a taxa de endurecimento é alta nas primeiras horas de envelhecimento a 475ºC, passa por um regime de transição no intervalo entre 25 e 50h e se apresenta bem mais baixa após 50h de envelhecimento. Choo et al. (1997) explicam que este comportamento na taxa de endurecimento indica a ocorrência de dois estágios na evolução da precipitação da fase α’ devido ao mecanismo de decomposição da fase α em α’ (rica em Cr) mais α (rica em Fe).
80 Segundo estes pesquisadores, no primeiro estágio o mecanismo de transformação é por decomposição espinodal e no segundo estágio, ocorre simplesmente o crescimento da fase α’.
O pouco expressivo aumento da dureza nos intervalos de tempo entre 50 e 100h de envelhecimento a 475ºC também podem ser explicados levando em conta os resultados de Weng et al. (2004) que afirmam que o fenômeno de decomposição da fase α em um aço UNS S31803 termina aproximadamente após 64h de envelhecimento a 475ºC.
IMOA (2009) relata que ocorre somente aumento na dureza do aço no estágio inicial de formação da fase α’ e que a fragilização propriamente dita, com redução da energia absorvida ao impacto, só será observada após um tempo maior de envelhecimento (veja as curvas de transformação isotérmica na Figura 3.9).
Figura 5.19: Dureza do aço inoxidável duplex UNS S32304 após diversos tratamentos isotérmicos na temperatura de 475ºC. Escala de dureza Vickers, carga 62,5kg.
Ensaios de microdureza
Empregando-se técnicas de medição de microdureza foi possível avaliar os efeitos dos tratamentos isotérmicos nas fases α e γ de maneira isolada. Os resultados de microdureza das fases α e γ do aço inoxidável duplex UNS S32304 estudado no estado de entrega e após envelhecimento a 475ºC com diversos tempos de exposição estão listados na Tabela 5.3.
Tabela 5.3: Valores de microdureza Vickers (carga de 10g) do aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após tratamento isotérmico a 475ºC com diversos tempos de exposição.
Condição Estado de entrega 01h 06h Envelhecido a 475ºC 12h 25h 50h 100h α Dureza média Desvio padrão 242 15 240 14 277 14 307 17 332 23 352 22 35 15 γ Dureza média Desvio padrão 275 31 264 15 264 17 266 8 270 17 268 18 264 18
81 A Figura 5.20 ilustra os resultados de microdureza realizados nas fases α e γ das amostras envelhecidas a 475ºC como função do tempo de tratamento isotérmico.
Figura 5.20: Microdureza Vickers (carga de 10g) nas fases α e γ do aço inoxidável duplex UNS S32304 em função do tempo de envelhecimento a 475ºC.
Conforme pode ser observado pela Figura 5.20, inicialmente a fase α possui dureza inferior à fase γ. Mas, à medida que o aço é exposto ao tratamento isotérmico a 475ºC, a dureza da fase α aumenta de maneira expressiva com o aumento do tempo de envelhecimento enquanto que a dureza da γ permanece praticamente inalterada. Estes dados indicam que as alterações microestruturais devido a este tratamento térmico ocorreram somente na fase α, conforme mostrado por Chandra et al. (2010) e é um fato que vem a corroborar com a ocorrência da precipitação da fase α’ na fase α. A mudança na microdureza da fase α apresentou aspecto similar à mudança na dureza global da liga, fortalecendo a ocorrência dos fenômenos já explicados anteriormente com base nos resultados de dureza. Além do que já foi mencionado, o expressivo aumento da dureza da fase α como função do tempo de envelhecimento a 475ºC confirmam o mecanismo de precipitação da fase α’ por decomposição espinodal da fase α. Segundo Hättestrand et al. (2009) só ocorre aumento acentuado na dureza da fase α devido à presença da fase α’ quando o mecanismo de precipitação é por decomposição espinodal. Quando o mecanismo de precipitação é por nucleação e crescimento, o aumento da dureza não é observado de maneira tão acentuada.
Apesar da considerável dispersão nos resultados das medições de microdureza em ambas as fases α e γ, estes indicam a tendência real de comportamento do material. Esta dispersão se deve à baixa carga empregada nas medições que, por sua vez, foi escolhida para
82 garantir que as medições em cada uma das fases fossem o mínimo possível influenciada pelas fases adjacentes. A Figura 5.21 ilustra as identações de microdureza realizadas nas fases α e γ do aço inoxidável duplex no estado de entrega e após o envelhecimento a 475ºC por 100h.
(a) (b)
Figura 5.21: Identações de microdureza Vickers (carga 10g) nas fases α e γ do aço inoxidável duplex UNS S32304, (a) no estado de entrega e (b) após envelhecimento a 475ºC por 100h. 1.100X. Ataque
eletrolítico com ácido oxálico.
Conforme pode ser observado na Figura 5.21-a a identação na fase γ é ligeiramente menor do que na fase α confirmando que, no estado de entrega a fase γ é mais dura. Esta maior dureza esta associada ao mecanismo de aumento de resistência mecânica por solução sólida do elemento N, conforme descrito por Sahu et al. (2009) e Charles (1991). Já na imagem da Figura 5.21-b observa-se que praticamente não houve alteração nas dimensões da identação na fase γ devido ao envelhecimento a 475ºC confirmando que esta fase não sofre alterações microestruturais nesta faixa de temperatura. Mas, quanto à fase α observa-se acentuada redução no tamanho da identação observada na Figura 5.21-b se comparada com a identação na mesma fase ilustrada na Figura 5.21-a. Isto devido ao aumento da dureza da fase α em função da precipitação da fase α’.
Ensaios de tenacidade ao Impacto
Os resultados dos ensaios de tenacidade ao impacto à temperatura ambiente para as amostras do aço UNS S32304 no estado de entrega e após envelhecimento a 475ºC em difrentes tempos de exposição estão expressos na Tabela 5.4.
α
α
γ
γ
83 Tabela 5.4: Valores de energia absorvida ao impacto e expansão lateral na temperatura ambiente para
o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após tratamentos isotérmicos a 475ºC.
Condição 01 02 Corpo de Prova 03 04 05 Média padrão Desvio
Est. Entrega Energia Absorvida (J) 165 160 194 156 196 174 19,3 Expansão Lateral (mm) 2,10 2,00 2,15 1,80 2,20 2,05 0,16 475ºC 1h Energia Absorvida (J) 158 190 156 179 158 168 15,4 Expansão Lateral (mm) 1,90 2,10 1,70 1,80 1,85 1,87 0,15 475ºC 6h Energia Absorvida (J) 135 125 134 136 142 134 6,1 Expansão Lateral (mm) 1,60 1,50 1,70 1,55 1,60 1,59 0,07 475ºC 12h Energia Absorvida (J) 126 102 112 100 110 110 10,3 Expansão Lateral (mm) 1,40 1,30 1,40 1,20 1,30 1,32 0,08 475ºC 25h Energia Absorvida (J) 104 89 88 91 98 94 6,8 Expansão Lateral (mm) 1,20 1,15 1,10 1,15 1,20 1,16 0,04 475ºC 50h Energia Absorvida (J) 76 77 78 79 77 77 1,14 Expansão Lateral (mm) 1,00 0,90 0,95 0,90 1,10 0,97 0,08 475ºC 100h Energia Absorvida (J) 62 60 64 69 64 64 3,35 Expansão Lateral (mm) 0,70 0,75 0,75 0,80 0,75 0,75 0,04
Os resultados expressos na Tabela 5.4 para a energia absorvida ao impacto e expansão lateral em função do tempo de exposição a 475ºC estão ilustrados na Figura 5.22.
(a) (b)
Figura 5.22: Efeito do tempo de envelhecimento a 475ºC na energia absorvida (a) e expansão lateral (b) do aço inoxidável duplex UNS S32304 na temperatura ambiente.
Conforme pode ser analisado na Figura 5.22-a, o efeito do tratamento isotérmico a 475ºC é deletério ao material reduzindo a energia absorvida ao impacto à medida que aumenta o tempo de exposição nesta temperatura. Estes resultados indicam a evolução da precipitação da fase α’ ao longo do tempo. Também se observou que a taxa de redução na energia absorvida ao impacto é maior nas primeiras 40 horas de tratamento térmico e que após 50h os efeitos nesta propriedade não são tão acentuados. Comportamento este que evidencia a ocorrência de dois estágios no processo evolutivo da precipitação da fase α’ conforme foi
84 mostrado por Albuquerque et al. (2010) e Silva et al. (2009). O mesmo efeito se observa na Figura 5.22-b quanto à expansão lateral, que diminuiu na mesma proporção em função da contínua fragilização do material. Os resultados encontrados estão de acordo com a literatura acadêmica e científica que narram os efeitos da fase α’ na tenacidade ao impacto de aços inoxidáveis duplex. Entre outros autores que observaram o mesmo fenômeno, pode-se citar os trabalhos de Chandra et al. (2010), Yang et al. (2009) que estudaram a faixa de temperaturas que a fase α’ se forma e o trabalho de Fontes (2009) que avaliou o efeito do tempo de envelhecimento a 475ºC em diferentes propriedades de um aço inoxidável duplex. Em todos estes trabalhos foram observados a fragilização de aços inoxidáveis duplex devido à presença da fase α’ na sua microestrutura. É importante mencionar que nenhum destes trabalhos foi realizado com a liga UNS S32304.
A maioria das pesquisas se concentra no aço inoxidável duplex UNS S31803 que é a liga mais largamente produzida industrialmente da classe de aços inoxidáveis duplex. Os resultados encontrados nesta pesquisa indicam que o aço inoxidável lean duplex analisado é tão sensível à precipitação da fase α’ quanto às ligas UNS S31803, conforme também já havia sido observado com os ensaios de tração.
Conforme já foi mencionado, IMOA (2009) relata que as alterações quanto ao comportamento mecânico devido à precipitação da fase α’ no seu estágio inicial de formação ocorre com a observação do aumento na dureza do aço e que a fragilização propriamente dita, com redução da energia absorvida ao impacto, só será observada após um tempo maior de envelhecimento ( Figura 3.9).
A Figura 5.23 ilustra simultaneamente a relação entre o efeito da evolução da precipitação da fase α’ na dureza e na energia absorvida ao impacto do aço inoxidável duplex estudado. Como pode ser observado nesta figura, para a primeira hora de envelhecimento a dureza do aço UNS S32304 aumentou substancialmente. O valor de dureza da liga subiu de 249,5HV no estado de entrega para 277,7HV após uma hora de envelhecimento a 475ºC. Aumento este da ordem de 11,3%. Já a energia absorvida ao impacto diminuiu de 174J no estado de entrega para 168J após uma hora de envelhecimento. Redução de apenas 6J. Valor este bem menor que o desvio padrão encontrado para os ensaios de tenacidade ao impacto nestas condições. Portanto, a redução na energia absorvida ao impacto após uma hora de envelhecimento a 475ºC pode ser considerada desprezada. Logo, os resultados constatam o fenômeno mencionado por IMOA (2009) devido ao fato de praticamente ter sido observado somente alterações na dureza do aço inoxidável duplex UNS S32304 na primeira hora de envelhecimento a 475ºC. Os experimentos realizados por Albuquerque et al. (2010) e Silva et
85
al. (2009), para evidenciar este fenômeno, foram feitos em um aço inoxidável duplex
envelhecido a 425ºC. Temperatura esta em que a cinética de formação da fase α’ é mais lenta. Nestes trabalhos a redução da energia absorvida ao impacto só foi observada após 25h de envelhecimento.
Figura 5.23: Efeito do tempo de envelhecimento a 475ºC na dureza e na energia absorvida ao impacto do aço inoxidável duplex UNS S32304 na temperatura ambiente.
Ensaios de Fadiga
O objetivo principal deste trabalho foi avaliar o efeito de diferentes tratamentos isotérmicos no comportamento em fadiga de um aço inoxidável duplex UNS S32304. Conforme a literatura descreve praticamente todos os aços inoxidáveis duplex são suscetíveis a precipitação de fases indesejáveis em uma ampla faixa de temperaturas. Para avaliar a influência da presença destas fases no comportamento em fadiga do aço mencionado curvas de Wöhler referente ao regime de vida finita em fadiga foram obtidas para o aço no estado de entrega e após tratamentos isotérmicos a 475ºC por 100h e 850ºC por 50h. A Figura 5.24 ilustra as curvas de Wöhler para o aço UNS S32304 no estado de entrega e após o envelhecimento na temperatura de 475ºC por 100h.
Observando a Figura 5.24 constata-se que, após a exposição da liga à temperatura de 475ºC esta apresentou substancial aumento na resistência à fadiga tanto no regime em fadiga de baixo ciclo quanto no regime em fadiga de alto ciclo. O aumento estimado na resistência à fadiga para uma vida de 103 ciclos devido ao envelhecimento a 475ºC foi da ordem de 35%. Já a resistência à fadiga para uma vida de 106 ciclos apresentou aumento estimado de 27%, também devido ao envelhecimento a 475ºC. Estas alterações no comportamento em fadiga
86 ocorreram devido à precipitação da fase α’ na fase α. Mas o aumento da resistência à fadiga após o tratamento isotérmico a 475ºC não pode ser explicado simplesmente pelo fato de ter ocorrido o aumento da resistência da liga. A questão envolve um sistema bifásico. Qualquer alteração em uma ou em ambas as fases irá refletir em complexas alterações no comportamento geral da liga, como é o caso do comportamento mecânico.
Figura 5.24: Curvas de Wöhler referentes ao regime de fadiga com vida finita para o aço inoxidável duplex UNS S32304 no estado de entrega e após envelhecimento a 475ºC por 100h.
Diversos fatores influenciam no comportamento em fadiga dos aços inoxidáveis duplex além da presença de precipitados, como é o caso da fase α’. Estudos relacionados a estes diferentes fatores que influenciam no comportamento em fadiga de aços inoxidáveis duplex incluem a pesquisa de Strubbia et al. (2012) que avaliaram o comportamento em fadiga quanto a nucleação de trincas curtas em dois aços inoxidáveis classificados como lean duplex. Strubbia et al. (2012) mostraram que a liga UNS S32003 apresentou maior resistência à nucleação de trincas curtas por fadiga que a liga UNS S32101 devido ao fato da primeira possuir maior concentração de Mo em sua composição. Em ambas as ligas a nucleação de trincas ocorre em intrusões na fase α, por ser esta mais macia que a fase γ. A maior resistência à fadiga da liga UNS S32003 se deve ao fato do Mo funcionar como elemento que aumenta a resistência por solução sólida da α, dificultando a mobilidade de discordâncias e a consequente formação de intrusões e extrusões na superfície do corpo de prova. Outra pesquisa relacionada ao comportamento em fadiga de aços inoxidáveis duplex devido a fatores desvinculados à presença de fases indesejáveis é a de Mateo et al. (2003). Neste trabalho foi investigado o efeito da disposição granulométrica do material (anisotropia) no
87 comportamento em fadiga de um aço UNS S31803. Seus resultados indicaram que a diminuição na resistência à fadiga ocorreu quando o sentido de carregamento induziu a nucleação e o crescimento de microtrincas no sentido longitudinal ao sentido de laminação, por não haver barreiras eficientes que retardassem o seu crescimento nesta direção.
Tanto Strubbia et al. (2012) quanto Mateo et al. (2003) mostraram que as interfaces entre as fases α e γ são um eficiente mecanismo para retardar a propagação de microtrincas por fadiga. Düber et al. (2006) ainda completam que as interfaces entre as fases representam uma barreira à propagação de microtrincas muito mais eficiente que os contornos de grãos das respectivas fases. Já Alvarez-Armas et al. (2007) investigaram os mecanismos de nucleação de trincas em um aço inoxidável duplex com baixo teor de N e com fração volumétrica de α de 70%. Seus resultados evidenciaram que bandas de deslizamento aparecem na superfície dos corpos de prova somente na fase α quando os níveis de deformação impostos são relativamente baixos. Nesta condição, as trincas nucleiam nos contornos de grão da fase α. À medida que a amplitude de deformação aumenta, as bandas de deformação começam a surgir também nos grãos de γ e os sítios para nucleação de trincas passam a ser as interfaces entre as fases α e γ.
Quanto aos efeitos específicos da fase α’ no aumento da resistência à fadiga Sahu et al. (2009) explicaram que, este se dá devido à restrição à deformação da fase α devido à presença deste precipitado. Já foi mostrado pela literatura que trincas por fadiga nucleiam em sítios como intrusões ou bandas de cisalhamento na fase α de aços inoxidáveis duplex no estado recozido por esta ser normalmente mais macia que a fase γ (Alvarez-Armas et.al. 2007). No entanto, com o aumento da resistência da fase α devido à presença da fase α’, o mecanismo de nucleação de trinca por fadiga se altera completamente passando à ocorrer na fase γ, que fica mais macia (Sahu et al., 2012). Chai (2006) realizou pesquisas em aço inoxidável duplex UNS S31803 e também observou que neste aço no estado recozido as trincas nucleiam na fase α. Mas quando o aço foi envelhecido a 475ºC, a fase α ficou mais dura que a fase γ e a partir