UNIVERSIDADE DE SÃO PAULO

ESCOLA DE ENGENHARIA DE LORENA

EFEITO DA MARTENSITA INDUZIDA POR

DEFORMAÇÃO NAS PROPRIEDADES DO AÇO

INOXIDÁVEL AUSTENÍTICO AISI 304

Lorena - SP

2012

2

EDUARDO HENRIQUE BREDDA

Efeito da martensita induzida por deformação nas

propriedades do aço inoxidável austenítico AISI 304

Monografia de trabalho de conclusão de

curso.

Área de Concentração: Engenharia Química e

Engenharia de Materiais

Orientadora:

Profª. Drª. Maria José Ramos Sandim

Co-orientador:

Prof. Dr. Alain Laurent Marie Robin

Lorena - SP

2012

3

Autorizo a reprodução e divulgação total ou parcial

deste trabalho, por qualquer meio convencional ou

eletrônico, para fins de estudo e pesquisa, desde que

citada à fonte.

Trabalho de Conclusão de Curso

4

Agradecimentos

Esta é uma parte importante dessa monografia, pois

agora escrevo em agradecimento àqueles cuja ajuda foi

imprescindível para a realização deste trabalho.

Primeiramente agradeço a Deus, pois, se ele realmente

existe, devemos ser gratos pela criação do universo e da

vida. Também agradeço a minha família pelo apoio e

confiança quando decidi estudar longe de casa.

Agradeço à Aperam South America (ex-Acesita, Timótio –

MG) por disponibilizar as amostras do aço AISI 304 para

esse estudo.

Agradeço à Profª. Dra. Maria José Ramos Sandim (EEL-

USP) por aceitar ser minha orientadora. Seu apoio e atenção

foram essenciais para uma excelente execução do trabalho

proposto e na escrita deste relatório.

Agradeço também ao Prof. Dr. Alain Laurent Marie Robin

(EEL-USP). Sem seu auxílio e co-orientação seria impossível

de se obter os resultados de corrosão que tanto

enriqueceram o presente trabalho.

Agradeço ao Prof. Dr. Paulo A. Suzuki (EEL-USP) pela

colaboração com relação às medidas de difração de raios X.

Agradeço ao Prof. Dr. Raul Bolmaro (IFIR- Rosario,

Argentina) e ao doutorando Kahl D. Zilnyk (PPGEM-EEL-USP)

pela colaboração com relação às medidas de textura.

Agradeço ao Prof. Dr. Hugo R. Z. Sandim (EEL-USP) por

valiosas discussões com relação aos resultados de textura.

Agradeço ao Prof. Antonio Domingues dos Santos (IF-USP)

por disponibilizar o sistema para medidas de magnetização.

5

Agradeço à Prof. Dra. Reny A. Renzetti (UNIFEI-Itabira)

por discussões com relação às medidas de magnetização.

Agradeço ao Sr. Sebastião Barbosa de Sousa (Oficina –

Demar-EEL-USP) e ao Sr. Sérgio Luiz (Metalografia – Demar-

EEL-USP) pela ajuda no corte e preparação metalográfica de

amostras. Agradeço também à doutoranda Verona Biancardi

Oliveira por sua disponibilidade de ajudar, sempre que

necessário.

Todas estas pessoas foram gentis e amigas. Ajudaram-me

e motivaram-me a seguir sempre em frente.

6

Resumo

Neste trabalho foi investigado o efeito da martensita

induzida por deformação na microestrutura, propriedades

magnéticas e resistência à corrosão do aço inoxidável AISI

304. A caracterização microestrutural deste aço foi feita

utilizando-se as técnicas de microscopia óptica, testes de

dureza, difração de raios X e textura. O aço AISI 304

investigado foi laminado a frio até 71% de redução em

espessura.

Observou-se um aumento significativo da microdureza até

uma redução de 40%. Para maiores graus de redução, a

microdureza aumentou de forma menos acentuada.

A partir das medidas de raios X e de magnetização de

saturação estimou-se que para 71% de redução a fração

volumétrica da fase martensítica é de 70%. A partir de

20% de redução observou-se um decréscimo no valor do campo

coercivo, o que pode ser atribuído à coalescência da fase

martensítica.

Resultados de macrotextura mostraram uma textura fraca

para o aço inoxidável AISI 304 na condição inicial. Para

redução de 71%, as componentes de textura com maior

intensidade para a fase martensítica são fibra α e fibra γ.

O aço AISI 304 não apresentou variação significativa em

suas propriedades relativas à corrosão em função da

deformação, quando estudado nos seguintes meios corrosivos:

H2SO4 5%p, H2SO4 10%p e NaCl 3,5%p. Independentemente do

grau de deformação do aço AISI 304, a ordem crescente de

resistência à corrosão foi: H2SO4 10%p < H2SO4 5%p < NaCl

3,5%p.

7

Abstract

This study investigated the effect of strain-induced

martensite phase on the microstructure, magnetic properties

and corrosion resistance of the stainless steel AISI 304.

Microstructural characterization of this steel was

performed using optical microscopy, hardness testing, X-ray

diffraction and texture measurements. The investigated AISI

304 steel was cold rolled up to 71% reduction in thickness.

We observed a significant increase in the microhardness

up to 40% reduction. For higher percent of reduction, the

microhardness increased less sharply.

For a 71% reduction, from X-rays diffraction and

saturation magnetization measurements the estimated volume

fraction of martensite phase was 70%. For more than 20%

thickness reduction it was observed a decrease in the

coercive field value, which can be attributed to the

coalescence of the martensite phase.

The macrotexture results showed weak texture in AISI 304

stainless steel in the initial condition. For 71%

reduction, the highest intensities texture components are

and fibers.

Concerning corrosion properties, no major changes were

observed for the cold rolled AISI 304 steel, using the

following corrosive media: H2SO4 5%, H2SO4 10% and NaCl

3,5%. Independently of deformation of the AISI 304 steel,

the order of increasing corrosion resistance was: H2SO4

10%p < H2SO4 5%p < NaCl 3,5%p .

8

Sumário

Agradecimentos ................................................. 4

Resumo ......................................................... 6

Abstract ....................................................... 7

1. Introdução ................................................ 10

2. Revisão da literatura ..................................... 12

2.1. Transformação martensítica ............................. 12

2.2. Discordâncias – Defeitos Lineares ...................... 12

2.3. Contornos De Grão ...................................... 15

2.4. Microdureza Vickers .................................... 16

2.5. Propriedades magnéticas ................................ 18

2.5.1. Diamagnetismo e paramagnetismo ...................... 19

2.5.2. Ferromagnetismo ..................................... 21

2.5.3. Domínio magnético e paredes de domínio .............. 21

2.5.4. Histerese ........................................... 23

2.5.5. Campo coercivo e microestrutura ..................... 26

2.6. Difração de raios X .................................... 27

2.7. Taxa de corrosão ....................................... 29

2.8. Curvas de Polarização .................................. 31

2.9. Potenciostato .......................................... 34

2.10. Textura cristalográfica .............................. 36

2.10.1. Função de distribuição de orientações – ODF ....... 38

3. Materiais e métodos ....................................... 45

3.1. Material ............................................... 45

3.2. Microdureza Vickers .................................... 45

3.3. Medidas de magnetização ................................ 48

3.4. Difração de raios X .................................... 49

3.5. Ensaios de corrosão .................................... 50

3.5.1. Meios corrosivos aplicados .......................... 50

3.5.2. Testes por perda de massa ........................... 50

3.5.3. Ensaios eletroquímicos .............................. 51

3.6. Textura ................................................ 53

3.7. Microscopia óptica ..................................... 53

9

4. Resultados e discussões ................................... 54

4.1. Microdureza Vickers .................................... 54

4.2. Medidas de magnetização ................................ 55

4.2.1. Campo coercivo ...................................... 56

4.2.2. Magnetização de saturação ........................... 59

4.3. Difração de raios X .................................... 64

4.4. Corrosão ............................................... 73

4.4.1. NaCl ................................................ 73

4.4.2. H2SO4 ............................................... 78

4.4.3. Testes de perda de massa ............................ 83

4.5. Textura ................................................ 83

4.6. Microscopia óptica ..................................... 88

5. Conclusões ................................................ 89

Referências bibliográficas .................................... 92

10

1. Introdução

O aço inoxidável austenítico AISI 304 possui diversas

aplicações, como em equipamentos para indústria química,

farmacêutica, têxtil, de papel e celulose, refinaria de

petróleo, entre outras (Elinox, 04/2012). Esta gama de

aplicações se deve a suas propriedades mecânicas e físicas,

tais como boa resistência à corrosão, ductilidade e

soldabilidade (Zietek; Mróz, 2011).

Os aços inoxidáveis austeníticos sofrem uma

transformação de fase dependendo do grau de deformação e

temperatura (Mertinger et al., 2008). Esta transformação se

dá a partir de uma fase austenítica (cfc, paramagnética), a

qual é metaestável, para dois tipos de fase martensítica

sendo, portanto, denominada de transformação martensítica

(S. Nanga et al., 2009). As fases formadas são: martensita

tipo ε (hc, paramagnética) e martensita tipo α‟ (ccc,

ferromagnética) (Tavares et al., 2009). O entendimento

dessa transformação de fase é muito importante já que os

aços inoxidáveis são importantes materiais estruturais

(Mumtaz et al., 2004).

Uma importante consequência da transformação

martensítica é que ela altera a resistência à corrosão dos

aços inoxidáveis. O aumento no grau de deformação em aços

AISI 304 gera uma diminuição na taxa de corrosão no

material em soluções de NaCl (Haanappel; Stroosnijder,

2001). Também foi determinado experimentalmente que a

resistência à corrosão deste aço em soluções de H2SO4

diminuiu com o aumento da deformação apenas para pequenas

deformações. Para altas deformações o aumento da

deformação causa aumento da resistência à corrosão, devido

a orientações preferenciais dos planos mais compactos da

martensita formada (Kumar et al., 2005). Este fator pode

11

limitar muito a aplicação do aço laminado na indústria

química em geral e, portanto, requer muita atenção.

A transformação martensítica pode ser investigada

utilizando-se medidas de difração de raios X e medidas de

magnetização. Sendo a martensita tipo α‟ ferromagnética,

sua concentração é proporcional à magnetização de saturação

do material. Qualquer que seja a concentração de martensita

tipo α‟, esta pode ser detectada por meio de medidas

magnéticas. Por outro lado, embora a técnica de difração de

raios X apenas detecte a formação da martensita quando esta

atinge uma concentração volumétrica mínima de 5% em volume,

esta técnica permite a detecção de ambas às formas

estruturais de martensita formada (Tavares; Miraglia,

2000). A transformação martensítica também acarreta

substancial aumento na microdureza do material e, portanto,

sua evolução com a deformação também pode se acompanhada

por meio de testes de microdureza.

Neste trabalho foi investigada a formação da martensita

induzida por deformação no aço inoxidável austenítico AISI

304 por meio de medidas magnéticas, difração de raios X,

medidas de microdureza e testes de resistência à corrosão.

Amostras representativas foram analisadas quanto a sua

textura e tiveram imagens obtidas utilizando-se de

microscopia óptica.

12

2. Revisão da literatura

2.1. Transformação martensítica

A transformação martensítica em aços austeníticos

consiste em uma mudança polimórfica em que o ferro, que

originalmente é austenítico (cfc), assume microestrutura

martensítica. As fases martensíticas formadas são: tipo ε

(hc, paramagnética) e tipo α‟ (ccc, ferromagnética)

(Tavares et al., 2009). A maneira mais provável que esta

transformação ocorre, segundo a literatura, é γεα‟

(Mészáros; Próhászha, 2005).

Uma transformação martensítica pode ocorrer em diversas

circunstâncias, dentre elas pode-se citar deformação

plástica e resfriamento rápido (Mumtaz et al., 2004).

A causa das transformações martensíticas em aços

inoxidáveis é majoritariamente causada pelo aparecimento de

discordâncias e contornos de macla. Discordâncias e

contornos de macla podem surgir devido às deformações

plásticas a frio, como é o caso da laminação a frio

(Tavares; Miraglia, 2000).

2.2. Discordâncias – Defeitos Lineares

Discordâncias ocorrem quando há átomos desalinhados no

cristal. Estas imperfeições podem surgir quando um plano de

átomos é interrompido em meio ao cristal formando uma

deformação do tipo cunha, conforme mostrado na Figura 1

(Callister, 2007).

13

Figura 1: Discordância tipo Cunha (Callister, 2007).

Figura 2: Discordância tipo Espiral. (a) Vista lateral,

(b) Vista de cima (Callister, 2007).

14

Outro tipo de discordância é a discordância espiral.

Neste caso o plano de átomos, a partir de um ponto qualquer

no cristal, se torna deslocado em relação aos vizinhos;

conforme mostrado na Figura 2.

Figura 3: Discordância do tipo mista: (a)vista de lado

(b) Vista de cima (Callister, 2007).

A maioria das discordâncias encontradas em materiais,

no entanto, é do tipo misto; este tipo de discordância

apresenta as características de ambos os casos vistos

anteriormente e é ilustrado pela Figura 3. Como há

15

desorganização em torno das discordâncias, há ocorrência de

energia armazenada na forma de forças trativas e

compressivas em torno da linha de discordância.

2.3. Contornos de grão

Um contorno de grão pode ser definido como uma

“fronteira” entre duas regiões com direções

cristalográficas diferentes. Os contornos de grão podem ser

qualificados quanto ao ângulo formado pelas direções

cristalográficas dos grãos adjacentes ao contorno conforme

ilustra a Figura 4.

Figura 4: Exemplos de Contornos de grão (Callister,

2007).

Observa-se que, quando o ângulo formado é pequeno

(menor que 15°) o contorno é denominado de baixo ângulo.

Por outro lado, se o ângulo for grande (maior que 15°) o

contorno é classificado como de alto ângulo. Como os

contornos de alto ângulo possuem uma maior desordem ao seu

16

redor comparado ao de baixo ângulo, tem-se que contornos de

alto ângulo armazenam maior energia em seu interior, ou

seja, são mais energéticos.

Um tipo especial de contorno de grão é o contorno de

macla. Este contorno possui uma simetria que lembra imagem

de espelho nos átomos ao longo do contorno. Conforme se

pode observar na Figura 5, para o contorno tipo Macla a

desorientação dos átomos é muito baixa, comparada aos casos

anteriores, e pode-se concluir que este tipo de contorno é

menos energético.

Figura 5: Exemplo de Contorno de Macla (Callister,

2007).

2.4. Microdureza Vickers

Ensaios de dureza são bastante importantes porque,

dentre os principais motivos, são simples, baratos, não

causam quebra do material analisado e pelo fato de outras

propriedades mecânicas poderem ser, com frequência,

estimadas pela medida de dureza. Nos ensaios de dureza, um

penetrador, de tamanho e formas definidas, é forçado, por

um tempo e carga definidos, sobre a superfície do material

a ser analisado. A dureza é medida tomando-se o tamanho da

17

marca, identação, que o penetrador deixou sobre o material

(Callister, 2007).

Esta propriedade pode ser analisada com o uso de

penetradores pequenos, é o caso da medida de microdureza. A

diferença entre a medida de microdureza e da dureza é a

escala utilizada. Na microdureza o penetrador e,

consequentemente, a identação são bem menores. Isto pode

ser visto como vantagem, por que a amostra a ser analisada

pode ser pequena. Outra diferença é a de que as cargas

aplicadas na microdureza são menores comparadas às

aplicadas na medida de dureza (Callister, 2007).

O uso de microdureza requer tratamentos especiais na

superfície do material como lixamento e polimento para

melhor visualização da identação. Também, pelo fato da

identação ser muito pequena, é necessário o uso de

microscópio para se tomar as medidas de suas dimensões

(Callister, 2007).

Na medida de Microdureza Vickers é utilizado um pequeno

penetrador de diamante no formato de uma pirâmide de base

quadrada. Na Figura 12 é mostrado, em forma esquemática, o

penetrador e a identação produzida no material. O valor da

microdureza é calculado, com a Equação 3(Callister, 2007) e

é um valor em função da dimensão da identação (d; na

Equação 3: [d] = mm) e da carga aplicada (P); na Equação 1:

[P] = kg) (Callister, 2007).

Figura 6: Em Microdureza Vickers: (a) Penetrador (b)

Identação

18

(1)

2.5. Propriedades magnéticas

Os átomos são constituídos por um núcleo positivo,

basicamente composto por prótons (partículas de carga

positiva) e nêutrons (partículas sem carga elétrica). Ao

redor deste núcleo denso orbitam os elétrons (partículas de

carga negativa). Este movimento gera uma pequena corrente

elétrica e, vinculado a esta, um pequeno momento magnético.

Outra fonte de geração de momento magnético nos átomos está

ligada ao movimento que o elétron dá em torno de si mesmo,

conhecido como spin. O conjunto destes momentos forma o

momento magnético total que um elétron possui, ou seja,

cada elétron pode ser considerado como um pequeno imã. Esta

propriedade é esquematizada na Figura 7(Callister, 2007).

Figura 7: Esquema de geração de momento magnético por

um elétron (Callister, 2007).

19

A soma dos pequenos campos magnéticos gerados por cada

elétron de cada átomo gera um campo global para o material

como um todo. Este campo magnético total pode ser nulo, se

os momentos de cada elétron se cancelarem mutuamente, ou

não nulo, gerando um campo magnético próprio de ímãs

permanentes. Os tipos de magnetismo variam conforme o

arranjo dos momentos magnéticos dos elétrons e podem ser

designados por três categorias: paramagnéticos,

diamagnéticos e ferromagnéticos (Callister, 2007).

2.5.1. Diamagnetismo e paramagnetismo

Dentre as categorias de magnetismo, a mais “fraca” é a

dos materiais diamagnéticos. Os materiais diamagnéticos

somente apresentam propriedades magnéticas quando é

induzido um campo magnético externo sobre o material. O

momento magnético gerado é muito pequeno e é produzido pela

movimentação dos momentos magnéticos dos elétrons nos

átomos, que originalmente não possuem magnetização. Os

átomos, recém magnetizados, orientam seus momentos

magnéticos em sentido oposto ao campo externo aplicado. A

Figura 8 (a) representa o comportamento de um material

diamagnético na presença e ausência de um campo magnético

externo (Callister, 2007).

Diferentemente do caso anterior, os átomos dos

materiais paramagnéticos possuem um momento magnético

resultante diferente de zero, devido ao não cancelamento

total dos momentos magnéticos de seus elétrons (há elétrons

desemparelhados). Entretanto, os momentos magnéticos dos

átomos estão orientados aleatoriamente dentro do material,

por isto, este tipo de material, assim como no caso dos

diamagnéticos, somente apresenta propriedades magnéticas na

presença de um campo magnético externo. Quando há um campo

magnético externo atuando sobre o material, os momentos

20

magnéticos de cada átomo se alinham ao campo externo

produzindo um campo magnético de mesma direção do campo

externo e de maior amplitude em relação ao gerado por um

material diamagnético. Este comportamento se encontra

esquematizado na Figura 8 (b) (Callister, 2007).

Como visto anteriormente, os materiais diamagnéticos e

paramagnéticos somente apresentam magnetização na presença

de um campo magnético externo e, por este motivo, são

considerados não magnéticos (Callister, 2007).

Figura 8: Comportamento de um material (a) Diamagnético

e (b) Paramagnético na presença e ausência de um campo

magnético externo (Callister, 2007).

21

2.5.2. Ferromagnetismo

Os materiais Ferromagnéticos apresentam momento

magnético resultante diferente de zero, mesmo na ausência

de um campo magnético externo. O ferromagnetismo é presente

em metais de transição, como, por exemplo, o ferro (Fe), o

cobalto (Co), o níquel (Ni) e alguns lantanídeos (terras

raras) como o gadolínio (Gd) (Callister, 2007).

Os momentos magnéticos dos materiais ferromagnéticos

podem chegar a valores altos, sendo que o máximo valor

(magnetização de saturação) ocorre quando todos os momentos

magnéticos de seus átomos se encontram orientados na mesma

direção e sentido (Callister, 2007).

2.5.3. Domínio magnético e paredes de domínio

Quando um material é aquecido, há um aumento na

desorganização com relação às orientações dos momentos

magnéticos e, por consequência, uma diminuição das

propriedades magnéticas do material, como, por exemplo, a

magnetização de saturação. Esta tendência ocorre até que a

magnetização de saturação decai abruptamente para zero na

temperatura que é conhecida como Temperatura de Curie (Tc).

Por outro lado, a maior magnetização de saturação ocorre na

temperatura de 0k (zero Kelvin), ou seja, quando não há

vibrações atômicas (Callister, 2007).

Todo material ferromagnético, em temperatura inferior à

Tc, possui regiões volumétricas nas quais todos os momentos

magnéticos possuem mesma direção e sentido. Estas regiões

são chamadas de domínios magnéticos; na Figura 8 tem-se a

representação de três domínios magnéticos. Os domínios

magnéticos são separados entre si por paredes de domínio,

locais onde a direção do momento magnético varia

22

gradualmente, conforme ilustra a Figura 9 (Callister,

2007).

Figura 9: Representação de domínios magnéticos

(Callister, 2007).

Figura 10: Representação esquemática de uma parede de

domínio (Callister, 2007).

O material somente será considerado magnetizado se a

soma ponderada entre os momentos magnéticos dos domínios e

seus volumes for diferente de zero. Os domínios normalmente

são microscópicos e, em materiais policristalinos, pode

haver mais de um domínio por grão (Callister, 2007).

23

2.5.4. Histerese

Para melhor entendimento desta propriedade magnética

pode-se usar um exemplo hipotético. Neste exemplo, toma-se

um material ferromagnético inicialmente não magnetizado, a

soma ponderada dos momentos magnéticos de seus domínios é

igual à zero. Aplica-se a este material um campo magnético

externo com intensidade variável, principiando-se de zero e

subindo gradualmente seu valor até que a magnetização de

saturação ser atingida. Se a magnetização do material (B)

for registrada em função do valor do campo magnético

externo (H) ter-se-ia um gráfico similar ao apresentado na

Figura 10 (Callister, 2007).

Figura 11: Gráfico mostrando comportamento da

magnetização (B) de um material quando se parte do material

em estado não magnetizado e se aplica um campo magnético

externo (H) que varia de zero até o valor em que seja

atingida a magnetização de saturação do material

(Callister, 2007).

24

Inicialmente (H=0), têm-se domínios magnéticos

orientados aleatoriamente de tal forma a cancelarem

mutuamente seus momentos magnéticos (B=0). À medida que o

campo externo (H) deixa de ser zero e aumenta gradualmente,

pode-se notar que os domínios magnéticos do material se

transformam devido à movimentação das paredes de domínio.

Esta movimentação gera aumento da área dos domínios que se

encontram favoravelmente orientados em relação ao campo

externo, ou seja, aos domínios que estejam quase que

alinhados com o campo externo. A área do domínio

favoravelmente orientado cresce consumindo os demais

domínios. Isto ocorre até que se atinja um valor de H em

que haja apenas um único domínio magnético no material

inteiro, este domínio apresenta uma orientação quase que

alinhada com o campo externo. Por fim, a magnetização de

saturação (MS=BS) ocorre quando este domínio único “gira”

seu momento magnético, tornando sua orientação idêntica à

do campo externo. A partir deste ponto a magnetização passa

a ser constante e, portanto, independente do valor de H

(Callister, 2007).

Continuando os procedimentos, se reduzirmos o campo

magnético externo, até que este se torne nulo novamente,

ocorre que a continuação do gráfico não é coincidente com a

parte já ilustrada na Figura 10. Nota-se uma defasagem da

magnetização (B) em relação ao campo magnético aplicado

(H), a este fenômeno dá-se o nome de Histerese. O fenômeno

de histerese ocorre como se houvesse uma “inércia” no

material, uma espécie de tendência deste em se manter

magnetizado (Callister, 2007).

Pode-se observar na Figura 11 que, quando o campo

aplicado se torna nulo, a magnetização ainda possui um

valor residual, o que não ocorreria se não houvesse

histerese. Este valor, representado no gráfico por Br, é

denominado de Magnetismo Remanente e, em termos práticos, é

25

o máximo valor de momento magnético que este material pode

apresentar na ausência de campo magnético externo. O

magnetismo remanente é o fator mais evidente que distingue

um material ferromagnético de materiais paramagnéticos e

diamagnéticos, como visto anteriormente (Callister, 2007).

Figura 12: Representação de um Ciclo de Histerese

(Callister, 2007).

Para que o material volte a ter magnetismo nulo é

necessário se aplicar um campo magnético contrário ao

aplicado inicialmente. O gráfico mostra à esquerda do eixo

das ordenadas, valores negativos de H que representam a

aplicação de um campo externo de sentido oposto ao inicial,

o comportamento de B conforme o novo campo aplicado cresce

em módulo. Nota-se que a magnetização do material atinge

valor nulo somente quando o campo aplicado atinge, em

módulo, um valor HC. HC é conhecido como campo coercivo e é

um importante fator na determinação de propriedades

microestruturais em materiais. Aumentando-se, em módulo, o

26

valor do campo aplicado haveria a formação de um novo valor

de saturação magnética, só que na direção oposta ao do

primeiro caso. O mecanismo observado quando se sai do ponto

S‟ e vai para S é exatamente igual ao de S para S‟, isto

gera um gráfico simétrico com apenas um valor para HC e um

valor para Br (Callister, 2007).

2.5.5. Campo coercivo e microestrutura

O campo coercivo (Hc) é um dos parâmetros magnéticos

mais utilizados para a detecção de mudanças

microestruturais em diferentes materiais (Guerenu; Arizti;

Gutiérrez, 2004; Oyarzábal et al., 2007). A coercividade

reflete a intensidade de aprisionamento das paredes dos

domínios magnéticos, sendo fortemente afetada pelo tamanho

de grão (d) e densidade de discordâncias (ρ). Considerações

teóricas e experimentais indicam que (Guerenu; Arizti;

Gutiérrez, 2004; Oyarzábal et al., 2007):

√ (2)

(3)

Essas equações refletem o fato de que o aumento na

densidade de discordâncias e o decréscimo de tamanho de

grão acarretam um maior aprisionamento das paredes dos

domínios e, portanto, aumentam a coercividade do material.

No que se refere à transformação martensítica induzida

por deformação nos aços inoxidáveis austeníticos, como

observado por Mumtaz e colaboradores (2004), essa

transformação afeta a forma do laço de histerese do

material, bem como sua magnetização de saturação e campo

27

coercivo. Mumtaz e colaboradores (2004) observaram que a

transformação martensítica leva a um aumento na

magnetização de saturação do material e a uma diminuição do

campo coercivo (Mumtaz et al., 2004). Este comportamento

não usual do campo coercivo tendo-se em vista as equações 2

e 3 sendo atribuído a efeitos de forma e distribuição da

fase martensítica nos aços inoxidáveis (Mumtaz, 2004 et al,

2004).

2.6. Difração de raios X

Os raios X são ondas eletromagnéticas que possuem

comprimentos de onda na faixa do espaçamento interatômico

nos sólidos. Por este motivo, os raios X podem ser

empregados na determinação de estruturas cristalinas e na

distância entre seus átomos. Quando um feixe de raios X

incide sobre um material, parte do feixe é disperso

aleatoriamente pelos átomos do material, porém parte pode

ser refletida de forma mais regular, como ilustrado na

figura 13.

A figura 13 mostra dois feixes de raios X,

monocromáticos, incidindo sobre dois planos atômicos de um

material cristalino. Pode-se concluir que o feixe 2

percorre um caminho ligeiramente maior que o feixe 1, uma

distancia igual à soma dos comprimentos dos segmentos de

reta e . Se esta distância for igual a um número

inteiro de comprimentos de onda do raio empregado e

considerando que os feixes incidentes são coerentes (em

fase), os feixes refletidos também serão coerentes e

ocorrerá interferência construtiva entre estes, resultando

em um feixe mais intenso. Sendo "n” qualquer número

inteiro, pode-se relacionar a distância entre os planos

atômicos, representada por “d”, o comprimento de onda dos

raios X empregados, representado por “λ” e o ângulo de

incidência do feixe sobre a amostra, representado por “θ”,

28

conforme a equação 4, que representa a Lei de Bragg

(Callister, 2007).

Figura 13: Difração de raios X por planos de átomos

(Callister, 2007).

(4)

Em um difratômetro de raios X o material é submetido a

um feixe de raios X, monocromático, variando-se o ângulo de

incidência desse feixe sobre a amostra. Um pico é detectado

pelo sistema toda vez que a Lei de Bragg é satisfeita. A

figura 14 ilustra o esquema de funcionamento de um

difratômetro de raios X. A amostra é posicionada na placa

S, um emissor de raios X representado por “T” é fixo,

enquanto um receptor, representado por “C”, se move ao

redor do ponto “O”. Para cada ângulo θ que a placa “S” se

move, o receptor “T” se move de um ângulo θ, para poder

captar os feixes de raios X refletidos. Um aparelho

registra a intensidade do raio refletido em função do

29

ângulo de giro do receptor ( θ ), gerando um gráfico

semelhante ao encontrado na figura 15, o qual é chamado de

difratograma de raios X. Os picos de intensidade ocorrem

nos ângulos de incidência que satisfazem a lei de Bragg

Figura 14: Esquema de funcionamento de um difratômetro

de raios X (Callister, 2007)

Figura 15: Padrão de difração (difratograma) para uma

amostra de chumbo pulverizado (Callister, 2007).

2.7. Taxa de corrosão

Taxa de corrosão é um número que descreve a quantidade

de massa que um corpo de prova perde, devido à corrosão,

por unidade de tempo e por unidade de área exposta ao meio

corrosivo. A taxa de corrosão de um material varia conforme

o reagente corrosivo ao qual o corpo de prova será exposto,

30

temperatura, pressão e presença ou ausência de agitação

(movimentação) do meio. Por este motivo, precisam ser

definidos quais serão os parâmetros que definem as

condições do meio utilizado no ensaio de corrosão para se

determinar a taxa de corrosão de um determinado material

(Gentil, 1982).

Existem diversas formas de serem efetuados ensaios de

corrosão, dependendo da finalidade do ensaio. Pode-se

utilizar iguais condições do meio corrosivo ao qual o

material deverá estar submetido durante seu uso, sendo este

ensaio conhecido como “de campo”. Um ensaio de campo pode

ser realizado em água do mar, no solo ou pela simples

exposição à atmosfera, dependendo de onde e como o material

analisado será empregado. Estes tipos de ensaio apresentam

elevada duração, porém permitem uma melhor avaliação do

modo como o meio corrosivo ataca o material metálico,

devido às condições empregadas no teste serem idênticas às

de processo. Devido a esta vantagem, os ensaios de campo

são mais vantajosos na escolha de um material ideal para

ser usado em determinado fim ou para se determinar a

eficiência de medidas anticorrosivas (Gentil, 1982).

Outro tipo de ensaio de corrosão utilizado é

classificado como “de laboratório”. Este tipo de ensaio

utiliza meios que tentam reproduzir as condições do meio ao

qual o material será exposto durante sua utilização. Um

exemplo deste tipo de teste é o ensaio de névoa salina

(salt spray). Neste teste é utilizada uma névoa de cloreto

de sódio para reproduzir as condições de uma atmosfera

marinha dentro do laboratório. A grande falha deste teste

está no fato de o ambiente marinho não conter apenas

cloreto de sódio e, também, pelo fato de as condições

físicas do ambiente (como temperatura, pressão, incidência

de raios UV, etc.) não serem idênticas as reais. Por este

motivo os ensaios de laboratório podem apresentar

31

resultados diferentes aos obtidos em campo. Para evitar

este tipo de erro pode ser utilizado um corpo de prova de

um material já conhecido, que já passou por testes em

campo, e colocá-lo no mesmo meio em que o “novo” material

será testado, comparando o efeito corrosivo entre estes.

Embora o método ideal para se fazer um ensaio de corrosão é

o de campo, o elevado tempo necessário para sua execução

pode inviabiliza-lo. A praticidade e rapidez são os

principais trunfos dos ensaios de laboratório e a razão de

seu emprego em substituição a testes de campo (Gentil,

1982).

Para se determinar a taxa de corrosão é necessário se

preparar um corpo de prova com massa e área superficial

conhecidas. Este corpo de prova passará por um ensaio de

corrosão adequado. Após o ensaio o corpo de prova é limpo

para total remoção dos produtos de corrosão formados e,

então sua massa é novamente medida. A diferença de massa,

antes e após o teste de corrosão, por unidade de área

exposta ao meio corrosivo e por tempo de ensaio resultará

na taxa de corrosão (Gentil, 1982).

Embora este procedimento seja simples de ser executado,

somente pode ser utilizado em casos de corrosão uniforme,

não se aplicando para corrosões localizadas, como

puntiformes e intergranular, por exemplo (Gentil, 1982).

2.8. Curvas de Polarização

Dentre os testes de corrosão conhecidos, o teste de

polarização se destaca devido à sua ampla gama de

aplicações: na avaliação de ligas, avaliação de

revestimentos, no estudo de corrosão localizada, etc. Neste

método utiliza-se uma célula eletroquímica contendo o meio

corrosivo e três eletrodos, o eletrodo de trabalho

32

(material a ser estudado), um contra-eletrodo e um eletrodo

de referência. O potencial do eletrodo de trabalho é

variado em relação ao de referência e é medida a corrente

fluindo entre o eletrodo de trabalho e o contra-eletrodo. A

relação Potencial-Corrente constitui a curva de

polarização. A figura 16 mostra o formato típico de uma

curva de polarização de um material que pode ser passivado.

O valor indicado por Ecor representa o potencial do

material, quando não há nenhuma corrente fluindo através

dele. Ecor também é conhecido como potencial de corrente

nula.

Logo acima do valor de Ecor, há linearidade entre o

potencial e o logaritmo da densidade de corrente. O mesmo

vale para a região logo abaixo do valor de Ecorr. Estas

partes do gráfico são conhecidas como retas de Tafel.

Quando é feita a extrapolação destas retas, conforme é

ilustrado em linhas vermelhas na figura 16, encontra-se o

valor de icorr. icorr é o valor de densidade de corrente no

ponto de intersecção das retas de Tafel; este valor é

conhecido como densidade de corrente de corrosão (Gentil,

1982).

Outro fator relevante em testes de corrosão é o

potencial de circuito aberto. Potencial de circuito aberto

é a diferença de potencial entre o eletrodo de trabalho e o

eletrodo de referência quando o sistema não está

polarizado, ou seja, quando não há um potencial externo

sendo aplicado (Gentil, 1982).

Um material pode adquirir passividade pela formação de

filme superficial, geralmente de óxidos, que o protege da

corrosão. Esta camada pode ser formada em meios

convenientes ou por polarização anódica, conforme mostrado

na figura 16. Um material passivo possui potencial de

eletrodo mais nobre e maior resistência à corrosão do que o

esperado caso não houvesse passivação (Gentil, 1982).

33

Figura 16: Exemplo de curva de polarização (modificado

Gentil,1982)

Aços inoxidáveis são exemplos de materiais passiváveis.

A figura 17 mostra curvas de polarização do aço AISI 304L

SS obtidas experimentalmente. Na obtenção destes

resultados, foi empregada solução de ácido sulfúrico como

meio corrosivo e as amostras do aço testadas possuíam

diferentes graus de laminação a frio. Observa-se semelhança

entre as curvas experimentais (Figura 17) e a teórica

(Figura 16), sendo a região de passivação dos gráficos

entre 0 e 800mV/ECS, aproximadamente. Nota-se diferença

entre as correntes na região passiva em função deformação

do material.

34

Figura 17: Curvas de polarização em solução de H2SO4 de

um aço AISI 304L SS (1) não deformadas, (2) com 30% de

laminação a frio, e (3) 90% de laminação a frio (B. Ravi et

al., 2005).

2.9. Potenciostato

A figura 18 esquematiza um potenciostato, aparelho

utilizado na obtenção de curvas de polarização. Nesta

representação o eletrodo de referência é separado da célula

eletroquímica por uma ponte salina para que a solução deste

não contamine o meio de trabalho (Gentil, 1982).

35

Figura 18: Esquema do sistema de polarização a

potencial controlado (Gentil, 1982)

O esquema representado na figura 18 é de um

potenciostato utilizado para se construir curvas

potênciodinâmicas. Neste caso, um controlador regula

automaticamente o potencial enquanto que a corrente

elétrica é lida e registrada. Com este tipo de montagem

pode-se varrer extensões predeterminadas de potencial

(Gentil, 1982).

Uma complementação aos testes de polarização é a

espectroscopia de impedância eletroquímica. Esta técnica é

muito útil quando o eletrodo está recoberto por um filme de

alta resistência, já que para estes casos, a polarização

não apresentaria resultados, pois geraria uma curva de

polarização reta, paralela ao eixo dos potenciais, e com

valores praticamente nulos de corrente elétrica. Com o

advento da técnica de impedância eletroquímica pode-se,

então, estudar as propriedades eletroquímicas de filmes de

36

tinta ou de outras camadas protetoras que possam ser

aplicadas ou se formem na superfície dos metais, como no

caso de passivação do material (Gentil, 1982).

Uma película resistente ao redor do eletrodo faz com

que sua interface se comporte como um capacitor com

capacitância C. A impedância (Z) deste capacitor pode ser

determinada pela equação 5 (Gentil), onde w é a frequência

do sinal elétrico utilizado e j é a unidade imaginária.

Quando se substitui a corrente contínua por corrente

alternada com elevada frequência, tendendo ao infinito, a

impedância do capacitor será basicamente nula. Esta é à

base do funcionamento da impedância eletroquímica. Para

este tipo de teste, utiliza-se o potenciostato,

esquematizado na figura 18, e um analisador de resposta em

frequência. É aplicado ao eletrodo de trabalho um sinal

senoidal de potencial de uma dada frequência e lida a

resposta em corrente. Determina-se então a impedância,

razão entre o sinal de potencial e a resposta em corrente.

(5)

2.10. Textura cristalográfica

Um material é dito policristalino quando é composto por

muitos grãos. Nestes materiais, os grãos podem possuir

orientações cristalográficas aleatórias, em relação a um

sistema de coordenadas. Contudo, na maioria dos casos, os

grãos apresentam orientações cristalográficas

preferenciais, ou seja, existe uma grande concentração de

grãos com orientações cristalográficas similares. Neste

caso, é dito que o material possui textura (Padilha;

Siciliano Jr., 2005).

37

De uma forma simplificada, existem dois tipos

principais de textura: textura de fibra e textura de chapa,

conforme ilustra a figura 19 (Padilha; Siciliano Jr.,

2005).

Figura 19: Tipos principais de textura: (a) textura do

tipo fibra, (b) textura tipo chapa (Padilha; Siciliano Jr.,

2005).

A textura de fibra é encontrada tanto em fibras

naturais, como em artificiais. Também pode ocorrer em

materiais que foram conformados de maneira que as forças

aplicadas a ele tem simetria rotacional com relação a um

eixo (materiais extrusados, por exemplo). Conforme se pode

observar pela figura 19 (a), este tipo de textura ocorre

quando muitos grãos possuem determinada família de direções

cristalográficas, <uvw>, orientadas quase que paralelamente

em relação a um eixo, chamado eixo de fibra (Padilha;

Siciliano Jr., 2005).

A textura de chapa, por outro lado, ocorre quando

muitos grãos possuem uma família de planos

38

cristalográficos, hkl, paralela à superfície da chapa e

com uma direção, <uvw> (contida nestes planos), paralela à

direção de laminação. Nota-se que, para este caso de

textura, não há a liberdade rotacional observada na textura

do tipo fibra. A notação para a representação de textura do

tipo chapa é hkl <uvw>, denominada orientação ideal.

Algumas orientações ideais possuem nomes específicos como,

por exemplo: cubo W 100 <001>, Goss 011 <100>, cobre C

211 <111>, cubo rodado WRD 250 <001>, entre outras.

Além de chapas laminadas, a textura do tipo chapa também

pode ser encontrada em tubos extrudados e arames achatados

(Padilha; Siciliano Jr., 2005).

2.10.1. Função de distribuição de orientações – ODF

Uma forma de se representar a textura de um material é

por meio de uma função de distribuição de orientações dos

cristalitos, grãos, do inglês “crystallite orientation

distribution function” ou simplesmente ODF. Com as ODFs,

pode-se saber qual a frequência que determinada orientação

cristalográfica ocorre em um material. As ODFs são

representadas em um espaço tridimensional que é definido

por três ângulos, chamados de ângulos de Euler. Existem

dois sistemas de notação para os ângulos de Euler. O mais

utilizado é o método proposto por Bunge, que utiliza os

ângulos φ1, ϕ e φ2 (Padilha; Siciliano Jr., 2005). Para

melhor entendimento sobre os ângulos de Euler, será dado um

exemplo que foi extraído de um site da internet. Neste

exemplo são determinados os ângulos de Euler para uma dada

orientação cristalográfica (Alumatter, 09/2012).

Na figura 20 é representada uma chapa laminada de onde

é destacada uma célula unitária de um grão qualquer. Na

figura são representadas as direções de: laminação (RD),

transversal (TD) e normal (ND). Para se determinar os

39

ângulos de Euler para este grão será necessário alinhar o

sistema de coordenadas da célula unitária do grão (x, y, z)

com o sistema de coordenadas A, B e C. Este segundo sistema

de coordenadas possui o eixo "A" paralelo à direção de

laminação. Para que este alinhamento ocorra, serão feitas

três rotações consecutivas na célula unitária do cristal.

Cada rotação gerará um ângulo de Euler (Alumatter,

09/2012).

Figura 20: Exemplo extraído da internet sobre a

determinação dos ângulos de Euler (Alumatter, 09/2012).

Primeiramente a célula unitária será rotacionada em

torno do eixo z até que o eixo x esteja paralelo ao plano

AB, como mostrado na figura 21. O ângulo de rotação

necessário para este alinhamento é o φ1. Para melhor

visualização, a figura 21 mostra a célula unitária em

posições diferentes de rotação, até que o alinhamento

40

ocorre, como mostra a figura 21 (c). Neste exemplo,

(Alumatter, 09/2012).

Figura 21: De (a) para (c), sequência mostrando rotação

da célula unitária para a obtenção do ângulo φ1 (Alumatter,

09/2012).

Em seguida, rotaciona-se a célula unitária em torno de

seu eixo x até que o eixo z fique paralelo ao eixo C, como

mostra a figura 22 (c). O ângulo de rotação para que este

segundo alinhamento ocorra é ϕ. A figura 22 esquematiza

esta rotação. Neste exemplo, (Alumatter, 09/2012).

(a) (b)

(c)

41

Figura 22: De (a) para (c), sequência mostrando rotação

da célula unitária para a obtenção do ângulo ϕ (Alumatter,

09/2012).

Por fim, a célula unitária será rotacionada em torno de

z até o completo alinhamento dos sistemas de orientação,

como mostrado na figura 23 c. Este ângulo de rotação, por

sua vez, é ϕ2. A figura 23 ilustra este procedimento. Neste

exemplo (Alumatter, 09/2012).

(a) (b)

(c)

42

Figura 23: De (a) para (c), sequência mostrando rotação da

célula unitária para a obtenção do ângulo φ2, até o completo

alinhamento dos sistemas de coordenadas, como mostrado em (c)

(Alumatter, 09/2012).

Agora, que se sabem todos os ângulos de Euler desta

orientação cristalográfica ( , , ), falta

apenas obter sua representação gráfica no espaço de Euler.

Na figura 24 está esquematizado o espaço de Euler; a

representação gráfica da orientação cristalográfica deste

(a) (b)

(c)

43

exemplo é o ponto gerado pelo cruzamento entre os planos

violeta, rosa e verde (Alumatter, 09/2012).

Figura 24: Representação de orientação cristalográfica

no espaço de Euler. Neste exemplo os ângulos de Euler são:

, e (Alumatter, 09/2012).

Como uma imagem tridimensional nem sempre é de simples

interpretação, o espaço de Euler é dividido conforme mostra

a figura 25. Entre cada divisão há um passo de 5° para o

ângulo φ2. Os planos obtidos por estas divisões são,

então, colocados lado a lado, conforme ilustra a figura 26.

A orientação cristalográfica deste exemplo é representada

por um ponto na figura 26, em uma grade chamada de função

de distribuição ou ODF (Alumatter, 09/2012).

44

Figura 25: Divisões do espaço de Euler para que seja

possível sua representação em um plano (Alumatter,

09/2012).

Figura 26: Representação do espaço de Euler em um

plano. O ponto representa a direção cristalográfica com os

ângulos de Euler iguais a: , e

(Alumatter, 09/2012).

45

3. Materiais e métodos

3.1. Material

Uma placa de aço AISI 304 com 4 mm de espessura foi

gentilmente cedida pela Aperam South America (ex-Acesita,

Timótio – MG). A tabela 1 mostra a composição química deste

aço.

Tabela 1: Composição química nominal do aço AISI 304

(em %p para todos os elementos, exceto N e O que estão com

suas concentrações em ppm).

C Mn Si P S Cr Ni Mo Al

0,0466 1,182 0,397 0,03 0,0015 18,0891 8,07 0,04 0,0016

Cu Co V Nb Ti Sn W N O

0,077 0,154 0,0411 0,0132 0,0033 0,0063 0,0147 507 29

O material foi laminado a frio até uma redução de 71%

de sua espessura. Este procedimento foi executado no campus

2 da Escola de Engenharia de Lorena (EEL - USP). Amostras

tiveram suas espessuras reduzidas de 20, 40, 60 e 71%. Para

estas amostras e para o material como recebido, foram

efetuados diversos testes.

3.2. Microdureza Vickers

O primeiro passo na obtenção das amostras para os

testes de microdureza, por uma questão de facilidade de

manuseio, foi cortar em pequenos retângulos, de

aproximadamente 2 cm por 1 cm, para cada grau de laminação.

46

Estes cortes foram realizados com o uso de uma serra

manual.

Em seguida, estes retângulos foram cortados conforme

esquema ilustrado na figura 27, sendo os cortes

representados pelas linhas azuis. Para esta tarefa,

utilizou-se uma cortadeira de baixa velocidade com disco de

diamante Isomet-1000 da Buhler. O corte foi feito de modo

que o valor de “x” fosse visivelmente maior que a espessura

da amostra, que é perpendicular ao plano da figura 27, para

que não houvesse confusão posterior quanto à direção de

laminação. O valor de “y” foi de aproximadamente 5 mm,

distância que garante que não existem deformações

ocasionadas pelos cortes de serra na superfície analisada.

Figura 27: Esquema de cortes para obtenção das amostras

para testes de microdureza.

As amostras foram embutidas em resina fenólica de modo

que a face de corte obtida a partir da cortadeira de disco

diamantado com dimensões “x” por “Espessura da Chapa” (e)

ficasse exposta. A Figura 28 mostra, esquematicamente, como

a amostra ficou embutida na resina.

47

Figura 28: Amostra embutida em resina Fenólica.

Após ser embutida, a amostra foi lixada em uma politriz

Arotec Aropol 2V. Utilizou-se para este processo três

granaturas de lixas: primeiro utilizou-se lixa 800, seguida

de 1200 e, para finalizar, lixa de 2400. Todas as amostras

foram lixadas com os três tipos de lixa e na ordem

apresentada. As amostras, previamente lixadas, foram

polidas utilizando-se OP-S como solução de polimento. A

politriz utilizada para polimento foi a mesma que a

empregada para lixar as amostras.

Após preparação metalográfica, foi medida a microdureza

Vickers do material, utilizando-se de um microdurômetro

Micromet 2004. O aparelho foi ajustado para aplicar uma

carga de 200 gf, por um período de 30 s, no material. As

identações foram medidas e o valor de microdureza foi

calculado pelo software do computador embutido ao

microdurômetro.

As identações aplicadas à amostra se encontram

organizadas em uma linha reta localizada ao longo de seu

comprimento (x), o qual é paralelo à direção de laminação.

Para não haver interferências entre as identações, cada

identação foi separada uma da outra por uma distância

equivalente ao tamanho de três identações. Esta distância

também foi empregada com relação à primeira identação e a

borda do material, para não haver interferências com a

mesma, como ilustra a Figura 29. Nesta figura, para melhor

visualização foram esquematizadas apenas três identações.

Ao total foram feitas treze identações para cada amostra, a

48

partir das quais foi obtido o valor médio de microdureza

para cada amostra e seu respectivo desvio padrão.

Figura 29: Esquema mostrando amostra com três

identações.

3.3. Medidas de magnetização

As amostras relativas aos testes de magnetização foram

obtidas juntamente com as amostras de microdureza. A figura

30 representa, esquematicamente, os cortes efetuados para

se obter as amostras de magnetização, representados em

vermelho para contrastar com os realizados anteriormente.

Conforme ilustrado na figura 30, as amostras de

magnetização têm, aproximadamente, as dimensões 1mm x 5mm x

e, onde “e” é a espessura. A maior dimensão da amostra foi

obtida paralela à direção de laminação.

Figura 30: Esquema de cortes para obtenção das amostras

para os testes de magnetização.

49

Foram obtidas curvas de magnetização utilizando-se um

magnetômetro de amostra vibrante (VSM) da EG &G Princeton

Applied Research, instalado no Instituto de Física da USP.

Nestas medidas o campo magnético foi aplicado paralelamente

à direção de laminação e seu máximo valor foi de 16 kOe. Os

laços de histerese foram obtidos em temperatura ambiente

utilizando-se as seguintes razões para variação do campo

aplicado: 0,4 kOe/min para |H| < 0,5 kOe; 1,8kOe/min para

0,5 kOe < |H| < 5 kOe e 10 kOe/min para 6 kOe < |H| < 16

kOe. Utilizando-se este protocolo o campo coercivo foi

obtido, a partir dos laços histerese, com uma precisão de

±5 Oe.

3.4. Difração de raios X

Amostras de 2 cm por 1 cm foram cortadas com o uso de

serra manual, com a maior dimensão paralela à direção de

laminação. Em seguida estas amostras foram desbastadas até

a metade de sua espessura com o uso de plaina ou retífica.

As superfícies geradas pela plaina ou retífica foram

preparadas metalograficamente, da mesma forma que as

amostras utilizadas para microdureza. Para possibilitar o

manuseio das amostras, elas foram fixadas em suportes

metálicos com cola. Após preparação metalográfica e antes

de serem executadas as análises, as amostras foram

removidas de seus suportes e limpas com acetona.

As medidas de difração de raios X foram feitas

utilizando-se um difratômetro de raios X da marca

Panalytical, modelo Empyrean, com radiação CuK alfa,

intervalo angular de 20 a 100 graus, passo angular de 0,02

graus e tempo de contagem de 15 s. A quantidade de

martensita formada para cada grau de deformação pôde ser

obtida comparando-se as intensidades das reflexões

50

relativas às fases de austenita e martensita. Nestes

experimentos o parâmetro “n” mostrado na equação 4 (lei de

Bragg) foi considerado igual a um (n=1).

3.5. Ensaios de corrosão

3.5.1. Meios corrosivos aplicados

Foram utilizados meios corrosivos equivalentes tanto

para os testes eletroquímicos quanto para os testes de

perda de massa. Trataram-se de soluções de H2SO4 (5 e 10%p)

e de NaCl (3,5%p; semelhante à concentração de NaCl na água

do mar). Todos os testes foram realizados à temperatura

ambiente.

3.5.2. Testes por perda de massa

As amostras utilizadas nos testes de corrosão por perda

de massa foram obtidas através de cortes executados com

serra manual. Elas possuíam dimensões de aproximadamente 3

cm por 1 cm. Após serem cortadas, as amostras foram furadas

para que pudessem ser penduradas por fios de teflon. Antes

de serem executados os testes, as amostras foram lixadas

com lixas de gramatura 600 para que se obtivesse uma melhor

uniformidade quanto à superfície das amostras.

As amostras tiveram suas áreas superficiais e suas

massas iniciais medidas. Após serem limpas com água e

detergente, as amostras foram penduradas por fios de teflon

e submersas em meio corrosivo por tempo específico. Por

fim, as amostras foram novamente limpas e suas massas

finais computadas. A figura 31 ilustra esquematicamente o

arranjo que foi montado para a execução dos testes de perda

51

de massa. Cada Becker continha três amostras de mesma

laminação, para que não houvesse possíveis interferências.

Figura 31: Esquema utilizado na realização dos testes de

corrosão por perda de massa.

Para a determinação das taxas de corrosão (T), foi

empregada a fórmula matemática (6) (Gentil, 1982). Onde:

“A” é a área superficial das amostras; “mi” é a massa

inicial das amostras; “mf” é a massa final das amostras;

“t” é o tempo em que as amostras ficaram em contato com o

meio corrosivo.

(6)

3.5.3. Ensaios eletroquímicos

As amostras destinadas aos ensaios eletroquímicos

possuíam dimensões de aproximadamente 1 cm por 1 cm; seu

corte foi executado com uso de serra manual. Estas amostras

foram embutidas em resina a frio de modo que uma das

superfícies com dimensões 1cm por 1 cm ficasse exposta e a

52

outra estivesse em contato com uma haste de cobre. As

hastes de cobre tinham por função conectar as amostras e o

equipamento de análise, para que fossem possíveis leituras

de potencial e a passagem de corrente elétrica. As amostras

foram ligadas às hastes de cobre com uso de solda de

estanho, para facilitar o contato elétrico. Para que a

haste metálica não entrasse em contato com a solução

eletrolítica, ela foi colocada em uma mangueira de silicone

até uma altura suficiente para que não entrar solução entre

o tubo e a haste. Uma representação esquemática de uma

vista lateral de uma amostra embutida é ilustrada na figura

32.

Figura 32: Esquema ilustrando amostra embutida para a

realização de ensaios eletroquímicos.

Antes das amostras embutidas seguirem para a realização

dos testes, elas foram lixadas com lixas de gramaturas 200,

400, 800, 1000, 1200, nesta ordem.

Os testes de polarização e impedância, além da medida

de potencial em circuito aberto, foram efetuados usando o

aparelho Electrochemical Interface SOLARTRON modelo 1287A e

o aparelho Frequency Response Analyser SOLATRON mod. 1260

A, controlado pelo programa Ecorr/Zplot SOLARTRON mod.

125587S. Estes são os mesmos equipamentos utilizados e

procedimentos similares aos realizados por Robin, Martinez

e Suzuki (2012), quando fizeram um trabalho sobre o cobre.

53

3.6. Textura

Para as medidas de textura, foram utilizadas as mesmas

amostras utilizadas para medidas de raios X. Porém, depois

de feitos os ensaios de raios X e antes de serem executadas

estas medidas, foi executado um polimento eletroquímico.

Este polimento visou eliminar deformações oriundas do

lixamento e polimento manuais das amostras. As medidas de

textura foram feitas via difração de raios X num goniômetro

de textura Philips MPD. A radiação empregada foi CuKa. Os

resultados foram analisados usando um software de

computador.

3.7. Microscopia óptica

Para se obter as imagens de microscopia, utilizaram-se as

mesmas amostras que foram utilizadas nos ensaios eletroquímicos.

Para obtenção destas imagens foi utilizado um microscópio

invertido modelo axiovert 40 MAT da marca Zeiss. Estas amostras

foram lixadas e polidas de modo semelhante ao método

empregado com as amostras utilizadas na determinação de

microdureza.

Após o polimento, as amostras sofreram ataque

eletrolítico com uma solução de ácido oxálico 10% p/v. O

ataque foi realizado à temperatura ambiente, com uma ddp de

4,5 V por 30 s. Este ataque foi o mesmo que o empregado por

V.L. Morais (2010) em seu mestrado.

54

4. Resultados e discussão

4.1. Microdureza Vickers

Os valores de microdureza obtidos para cada amostra do

aço AISI 304 e seus respectivos desvios padrões são

representados na figura 33. Pode-se notar que a microdureza

aumenta com a laminação. A princípio, há grande aumento de

microdureza. Contudo, a partir de certo ponto,

aproximadamente 40% de laminação, o valor da microdureza

não é mais tão acentuado.

Os fatores que contribuem para o aumento da microdureza

em consequência da laminação a frio do aço AISI 304 são:

Aumento da densidade de defeitos, discordâncias;

Formação e crescimento da fase martensítica, a

qual é mais dura que a fase austenítica;

Aumento de interfaces no material, em virtude da

formação da fase martensítica.

Os resultados mostrados na figura 33 indicam que,

possivelmente, a partir de 40% de redução não existe um

crescimento substancial de fase martensítica para o aço

investigado.

No que se refere à microdureza, os resultados obtidos

neste trabalho estão em boa concordância com os reportados

na literatura para os aços da família AISI 304.

V. Lima de Moraes (2010) reportou um aumento

progressivo da microdureza de um aço AISI 304 com o aumento

do grau de deformação. Entretanto, a máxima deformação

investigada por ela foi de 30%. I. Mészaros e I. Proházka

(2005) e K. Muntaz e colaboradores (2004) reportaram sobre

a martensita induzida por deformação em aços AISI 304 com

reduções de até 60 e 55%, respectivamente. Uma análise

cuidadosa dos dados reportados nestas duas últimas

55

referências mostra que a inclinação da curva HC x

deformação (%) é alterada para valores elevados de redução.

Ou seja, para altos valores de redução o aumento na

microdureza ocorre de forma menos acentuada, tal como

verificado neste trabalho.

0 10 20 30 40 50 60 70

200

250

300

350

400

450

500

550

Mic

rod

ure

za

Vic

ke

rs (

20

0kg

f; 3

0s)

Deformação (%)

Figura 33: Microdureza Vickers do aço AISI 304 em função da

deformação.

4.2. Medidas de magnetização

A figura 34 mostra os laços de histerese obtidos para o

aço AISI 304 na condição como recebida e para diversos

graus de redução até 71%. A partir dos laços de histerese

foram determinados o campo coercivo (HC) e a magnetização

de saturação (MS).

56

-15 -10 -5 0 5 10 15

-100

-50

0

50

100

M (

em

u/g

)

H (kOe)

0%

20%

40%

60%

71%

Figura 34: Laços de histerese obtidos à partir das amostras

deformadas e da amostra inicial, como recebida.

4.2.1. Campo coercivo

Para a determinação do campo coercivo, os laços de

histerese tiveram sua região central ampliada. A figura

35(a) mostra o laço de histerese obtido a partir da amostra

inicial, sem deformação, enquanto a figura 35(b) ilustra

uma ampliação deste laço.

Para a determinação do campo coercivo foram

determinados os pontos em que a magnetização é nula. Com

isto se obtiveram valores de –HC e +HC, conforme ilustrado

na figura 35(b). A média aritmética do valor absoluto

destes valores foi tomada como sendo o campo coercivo para

a amostra. De forma semelhante, os laços de histerese de

57

todas as amostras foram obtidos. Estes valores estão

representados na figura 36.

Como visto anteriormente, a coercividade está

relacionada ao aprisionamento das paredes de domínios

magnéticos. Ela é afetada pelo tamanho de grão (d) e

densidade de discordâncias (ρ) conforme equações 2 e 3

(Guerenu; Arizti; Gutiérrez, 2004; Oyarzábal et al., 2007),

citadas anteriormente. Isto possivelmente explica o aumento

inicial do campo coercivo. Para menores graus de redução a

laminação induz, ao menos, aumento na densidade de

discordâncias no material, gerando aumento no valor do

campo coercivo. A formação da fase martensítica aumenta,

por sua vez, aumenta o número de interfaces no material.

Este aumento também contribui para o aprisionamento das

paredes de domínios.

-15 -10 -5 0 5 10 15

-6

-4

-2

0

2

4

6

M (

em

u/g

)

H (kOe)

-0,2 0,0 0,2-0,5

0,0

0,5

M (

em

u/g

)

H (kOe)

-HC

HC

Figura 35 (a) laço de histerese da amostra sem deformação;

(b) ampliação da região central do laço representado em

3(b).

(b)

(a)

58

Observando-se a figura 36 nota-se que, a partir de 20 %

de deformação, o valor de campo coercivo passa a diminuir

com o aumento da redução. Isto não contradiz as equações 2

e 3, mas indica que, possivelmente, há a presença de outro

fator que possui maior influência sobre o campo coercivo e

atua no sentido de reduzir seu valor. Este fator, segundo

K. Muntaz e colaboradores (2004), está relacionado ao

formato da martensita formada durante a laminação a frio.

Segundo este artigo, para baixos graus de deformação, a

martensita recém-nucleada tem um formato que lembra ripas

compridas. Possivelmente, o fato de a martensita ter um

formato comprido e estreito tenha um grande papel no

aprisionamento das paredes de domínio, explicando o aumento

inicial de HC.

0 10 20 30 40 50 60 70 80

40

50

60

70

80

90

HC (

Oe

)

% de redução

Figura 36: Valores de campo coercivo HC em função do grau

de laminação.

59

Para maiores graus de deformação, ainda segundo K.

Muntaz e colaboradores (2004), há coalescência entre as

regiões martensíticas. Esta junção faz com que as regiões

martensíticas adquiram um formato de placas. Isto

facilitaria a movimentação das paredes dos domínios

magnéticos, diminuindo o valor de HC com o aumento do grau

de laminação.

Em suma, segundo K. Muntaz e colaboradores (2004), o

comportamento de HC em função do grau de redução em um aço

inoxidável austenítico é ditado pela forma e distribuição

da martensita. Qualitativamente, os resultados mostrados na

figura 36 concordam com os reportados por K. Muntaz e

colaboradores (2004). Eles também observaram um salto em HC

para um aço AISI 304 com redução de 15%. Para maiores graus

de redução eles observaram uma queda no valor de HC, a qual

se tornou menos pronunciada para elevados graus de redução.

Um diferente comportamento de campo coercivo em função

do grau de deformação em um aço AISI 304 foi reportado por

I. Mészáros e J. Prohászka (2005). Apesar de terem

observado um substancial aumento de HC para uma redução de

20%, para maiores graus de redução até 60% o valor de HC

permanece praticamente o mesmo (valor atingido em 20% de

redução). Entretanto, nesta última referência, não foi

fornecida uma explicação para o comportamento de HC.

4.2.2. Magnetização de saturação

Os valores de magnetização de saturação foram obtidos

de modo semelhante ao reportado por L. Zhao e colaboradores

(2001). Para esta determinação foi utilizada a parte do

laço de histerese referente à magnetização inicial da

amostra. Este trecho do laço de histerese se inicia com a

amostra desmagnetizada e segue até a saturação magnética da

60

amostra. Como exemplo, a figura 37 mostra a curva de

magnetização inicial da amostra na condição como recebida

0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17-1

0

1

2

3

4

5

6

M (

em

u/g

)

H (kOe)

Figura 37: Magnetização inicial obtida do laço de histerese

da amostra de partida.

De acordo com diversos artigos (L. Zhao et all, 2001;

Cahn et al. 1983; Goldman, 1959), a dependência da

magnetização inicial em função do campo coercivo, no limite

de aproximação para a saturação do material, pode ser

representado pela equação 7. Nesta fórmula “H” é o campo

magnético externo aplicado ao material e “M” é a

magnetização do material. Os parâmetros “a” e “b” são

parâmetros específicos para cada material.

(

) (7)

61

A equação acima pode ser ajustada para um polinômio de

segundo grau quando se faz as considerações representadas

pelas equações 8 e 9, obtendo-se a equação 10.

(8)

(9)

( ) (10)

Substituindo-se os valores experimentais referentes à

magnetização inicial das amostras na fórmula 9 obteve-se a

figura 38. Os pontos deste gráfico são os dados

experimentais, enquanto que as linhas são os polinômios de

segundo grau que melhor representaram os resultados.

O valor da magnetização de saturação foi determinado

pelo valor de y quando no limite em que x é nulo, já que o

termo independente da equação 9 é MS.

62

0,0 0,5 1,0 1,50

20

40

60

80

100

120

0 %

20 %

40 %

60 %

71 %

y

x

Figura 38: Representação gráfica da equação 9, quando se

aplicou os dados experimentais à esta. As linhas

representam os polinômios de segundo grau que melhor se

ajustam aos dados experimentais.

Desta forma, os valores de magnetização de saturação

obtidos foram então sumarizados na figura 39.

A partir da figura 39 observou-se que a magnetização

de saturação aumenta com o aumento do grau de laminação.

Isto ocorre devido ao fato de que a fração volumétrica de

fase ferromagnética, α‟, aumenta com o aumento da

deformação

Segundo K. Muntaz e colaboradores (2004), uma

magnetização de saturação no valor de 154 emu/g corresponde

a 100% de fase martensitica α‟. Utilizando-se este valor,

pode-se calcular o percentual volumétrico de martensita do

63

tipo α´ (“%α„“) nas amostras investigadas segundo a relação

apresentada pela equação 11.

0 10 20 30 40 50 60 70

0

20

40

60

80

100

120

M

S (

em

u/g

)

Redução (%)

Figura 39:Valores de magnetização de saturação em função da

grau de laminação.

(11)

Na equação 11, “MS“ representa a magnetização de

saturação. Isolando-se o termo “%α„“, obtém-se a equação

12. Substituindo-se os dados de magnetização de saturação

obtidos experimentalmente na equação 12, obteve-se a figura

40.

(12)

64

Assim como esperado, a fração volumétrica de

martensita aumenta com o aumento do grau de laminação. O

maior aumento de deformação de martensita ocorre entre 20 e

40% de redução. A partir de 40% de redução, a transformação

de fase tende a se estabilizar. Este comportamento também

foi observado por K. Muntaz e colaboradores (2004).

0 10 20 30 40 50 60 700

10

20

30

40

50

60

70

80

%

'

Redução (%)

Figura 40: Fração volumétrica de martensita do tipo α ' em

função da laminação.

4.3. Difração de raios X

Os difratogramas obtidos para o aço AISI 304 para

diversos graus de deformação estão representados na figura

41. Para cada um dos difratogramas foram feitas

identificações dos picos referentes aos padrões fornecidos

pelo programa powdercell (P. Villars; L.D. Calvert, 1991;

65

W. Kraus; G. Nolze, 1996). Cada difratograma está

identificado com a sua respectiva deformação. O último

difratograma é o padrão obtido pelo programa powdercell

para uma amostra em forma de pó de um aço 100% austenítico

(P. Villars; L.D. Calvert, 1991; W. Kraus; G. Nolze, 1996),

no decorrer deste texto este difratograma será denominado

“padrão γ“.

Em uma primeira observação, quando se compara os

difratogramas das amostras de 0% e 20% com o padrão γ nota-

se que a amostra de 0% apresenta maior semelhança com o

padrão. Para procurar entender de uma forma mais

sistemática esta semelhança, foram feitos alguns cálculos

com relação às alturas dos picos. Estes cálculos não foram

retirados de alguma fonte na literatura, mas foram

desenvolvidos pelo aluno de TCC para uma melhor compreenção

dos resultados obtidos.

Para este entendimento, as amostras e o padrão tiveram

as alturas de seus picos medidas. Com estas alturas foram

calculadas as tabelas 2, 3 e 4. A tabela 2 representa o

padrão enquanto que as tabelas 3 e 4 representam as

amostras de 0 e 20% de laminação, respectivamente. Nestas

tabelas encontram-se frações que relacionam as alturas dos

picos de cada difratograma. Por exemplo, na tabela 2, o

dado destacado de azul representa a altura do pico

relacionado aos planos da família (220) dividido pela

altura do pico dos planos relacionados à família de planos

(200), para o padrão.

66

40 60 80 100

1500

2000

2500

3000

3500

4000

4500

5000

(10

1)

' (1

10

)

(2

22

)

(3

11

)

(2

00

)

(2

20

)

Inte

nsid

ad

e

2* (°)

0%

(1

11

)

40 60 80 1001500

2000

2500

3000

3500

4000

4500

5000

' (2

11

)

' (1

10

) (3

11

)

(2

00

)

(2

20

)

(1

11

)

20%

Inte

nsid

ad

e

2* (°)

40 60 80 100

1200

1800

2400

3000

3600

4200

4800

' (2

11

)

' (2

00

)

' (1

10

)

(2

20

)

(1

11

)

40%

Inte

nsid

ad

e

2* (°)

40 60 80 100

1500

2000

2500

3000

3500

4000

4500

5000

' (2

11

)

' (2

00

)

' (1

10

)

(2

20

)

(1

11

)

60%

Inte

nsid

ad

e

2* (°)

40 60 80 100

1500

2000

2500

3000

3500

4000

4500

5000

' (2

11

)

' (2

00

)

(2

20

)

71%

Inte

nsid

ad

e

2* (°)

' (1

10

)

40 60 80 100

0

10000

20000

30000

40000

50000

60000

70000

80000

Difratograma de referência

para estrutura do ferro

(22

2)

(31

1)

(22

0)

(20

0)

Inte

nsid

ad

e

2* (°)

(11

1)

Figura 41: Difratogramas obtidos experimentalmente e

difratograma padrão para amostra, em forma de pó, 100%

austenítica (P. Villars; L.D. Calvert, 1991; W. Kraus; G.

Nolze, 1996)

67

Tabela 2: Relações entre as alturas dos picos do

difratograma padrão γ

Padrão γ H2

H1

H1/H2 (111) (200) (220) (311)

(111) 1 2,259 4,745 4,443

(200) 0,443 1 2,1 1,9767

(220) 0,211 0,476 1 0,936

(311) 0,225 0,508 1,068 1

Tabela 3: Relações entre as áreas dos picos do difratograma

obtido pela análise da amostra inicial.

0% H2

H1

H1/H2 (111) (200) (220) (311)

(111) 1 2,084 2,737 2,858

(200) 0,48 1 1,313 1,371

(220) 0,365 0,7262 1 1,044

(311) 0,35 0,729 0,958 1

Tabela 4: Relações entre as áreas dos picos do difratograma

obtido da amostra com 20% de laminação.

20% H2

H1

H1/H2 (111) (200) (220) (311)

(111) 1 1,345 0,806 1,349

(200) 0,744 1 0,599 1,003

(220) 1,241 1,668 1 1,674

(311) 0,741 0,997 0,597 1

Depois de montadas estas tabelas, foram calculados os

módulos das diferenças entre as frações obtidas para o

padrão e a amostra 0%. Assim como foram, também, obtidos os

módulos das diferenças entre as frações obtidas pelo padrão

68

e as frações obtidas da amostra de 20%. Estes resultados

estão sumarizados nas tabelas 5 e 6, respectivamente. Em

outras palavras, caso fossem montadas matrizes com os dados

da tabelas 2, 3 e 4, os dados da tabela 5 seriam compostos

por uma matriz originada do módulo da diferença entre as

matrizes 2 e 3. Pelo mesmo raciocínio, a tabela 6 conteria

os dados da diferença entre as matrizes 2 e 4,

desconsiderando-se o sinal.

Tabela 5: Módulo (H1/H2)Ref-(H1/H2)0% obtido a partir das

tabelas 2 e 3.

(H1/H2)Ref-(H1/H2)0%

(111) (200) (220) (311)

(111) 0 0,914 3,939 3,093

(200) 0,301 0 1,501 0,963

(220) 1,03 1,192 0 0,738

(311) 0,516 0,488 0,471 0

Tabela 6: Módulo (H1/H2)Ref-(H1/H2)0% obtido a partir das

tabelas 2 e 4.

(H1/H2)Ref-(H1/H2)20%

(111) (200) (220) (311)

(111) 0 0,175 2,008 1,585

(200) 0,037 0 0,787 0,596

(220) 0,155 0,286 0 0,108

(311) 0,125 0,221 0,11 0

A partir dos dados apresentados nas tabelas 5 e 6.

Pode-se deduzir que quanto menores forem os valores de

(H1/H2)Ref-(H1/H2)X% mais próximos os perfis dos

difratogramas experimentais estarão do perfil do

69

difratograma padrão γ. Para se ter uma comparação mais

simples, foi obtida a soma de todos os valores de

(H1/H2)Ref-(H1/H2)0% referêntes às tabelas 5 e 6. Os

resultados obtidos foram 6,192 e 15,18, respectivamente.

Como a soma final referente ao difratograma da amostra

inicial deu menor que a soma final da amostra de 20%, pode-

se deduzir que o perfil do difratograma da amostra inicial

se “encaixa” melhor ao perfil do difratograma padrão.

Como o difratograma da amostra inicial se assemelha

mais ao difratograma padrão, que é referente à uma amostra

na forma de pó, pode-se dizer que a amostra inicial possui

seus grãos mais aleatoriamente orientados em relação a

amostra laminada a 20%. Com isto, pode-se deduzir que a

laminação induziu textura ao material, conforme esperado.

Outra análise feita, foi a comparação entre as áreas

dos picos dos difratogramas das amostras em função do grau

de redução. Para isto foram medidas as áreas abaixo de

todos os picos dos difratogramas. As áreas dos picos

referentes à fase austenítica foram somadas para cada

difratograma resultando em cinco valores “ ΣAγi“, onde i

representa cada grau de redução. O mesmo foi feito com os

picos referentes à fase martensítica, gerando cinco

resultados “ΣAαi“. Supondo que a soma das áreas esteja

relacionada diretamente com a quantidade de cada fase

presente, foram calculadas porcentagens utilizando-se a

equação 13.

(13)

O valor de %Aγi representa o percentual em área que os

picos referentes à fase γ possuem em relação às áreas

somadas de todos os picos presentes em cada difratograma.

70

Um valor semelhante foi determinado para a fase

martensítica, aplicando-se a equação 14.

(14)

Deve-se ressaltar que, para a amostra com 0% de

redução, nas equações 13 e 14 levou-se em concideração a

área do pico referente à fase ε. Esse pico foi encontrado

somente para a amostra na condição inicial. Os valores

obtidos pelas equações 13 e 14 foram sumarizados na figura

42.

0 10 20 30 40 50 60 70

0

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

Re

lação

en

tre

as á

rea

s d

os p

ico

s

Deformação (%)

Austenita (

Martensita (

Martensita (

Figura 42: Relação entre as áreas dos picos de cada fase

presente no material em função da deformação.

71

A partir da figura 42, observou-se que a variação mais

abrúpta dos dados ocorre entre 20 e 40%. O gráfico de

magnetização de saturação versus deformação também

apresenta sua maior variação entre 20 e 40% de deformação.

Isto pode significar que entre estes valores de deformação

é onde ocorre a maior velocidade da transformação

martensítica. Outro fator que pode dar suporte à esta

suposição é o fato de a microdureza também sofrer grande

variação neste mesmo intervalo de redução.

Para facilitar a comparação dos dados obtidos por

magnetização e raios X, foi feita a figura 43. Neste

gráfico é mostrada a fração da fase martensítica, estimada

a partir das medidas de magnetização e dos testes de raios

X, em função do grau de deformação. Este gráfico apresenta

boa concordância entre os valores de α„ (%) estimados por

âmbas as técnicas.

Um outro fator observado a partir dos difratogramas

apresentados na figura 41 foi a quase total ausência de

picos que pudessem ser designados à martensita do tipo ε.

Isso leva a crer que esta fase martensítica se encontra em

pequeníssima quantidade no material. Muntaz e colaboradores

(2004), em seus difratogramas publicados, não relacionaram

nenhum dos picos com a fase ε.

V.L. Morais (2010), em sua Dissertação de Mestrado,

encontrou apenas picos ε relacionados à família de planos

(101) em seus difratogramas. Este tipo de pico somente

apareceu em seus difratogramas para amostras com baixas

deformações (5 e 10% de laminação). Estes resultados, de

certa forma concordam com os resultados obtidos neste

trabalho, pois em ambos os casos não houve aparecimento de

picos relacionados à fase ε em deformações maiores que 10%.

De fato, no presente trabalho foi encontrado um único pico

72

relacionado à fase ε somente no difratograma relativo à

amostra do aço AISI 304 na condição inicial.

0 10 20 30 40 50 60 70

0

10

20

30

40

50

60

70

80

' (

%)

Deformação (%)

Magnetismo

Difração de raios X

Figura 43: Comparação entre resultados obtidos pelos testes

de magnetização e os de raios X.

Hedayati e colaboradores (2010) estudaram um outro

tipo de aço inoxidável austenítico, o aço AISI 304L. Em

seus difratogramas, apenas pode-se observar um pico

referente à fase ε. Este pico ocorreu para uma laminação de

10% e é referente à família de planos (101). Nota-se, com

isto, um comportamento bastante semelhante entre os aços do

tipo AISI 304 e o aço AISI 304L. Esta outra referência

também ajuda a consolidar a teoria de que a transformação

martensítica por deformação em aços inoxidáveis

austeníticos ocorre na sequência γεα„.

73

4.4. Corrosão

Para a análise dos dados de corrosão serão apresentadas

todas as curvas de polarização obtidas. De cada uma destas

curvas foram extraídos valores característicos. Estes

valores foram sumarizados em gráficos para melhor

visualização de seu comportamento em função da deformação.

Destes, Ecor e Icor já foram mencionados anteriormente. Er

representa o menor potencial aplicado à amostra para o qual

o filme passivador se rompe e passa a ocorrer corrosão

localizada, por pites. Er apenas foi considerado para as

curvas obtidas em meio corrosivo de NaCl, já que as

soluções de H2SO4 não provocam corrosão por pites nas

amostras.

Outro valor avaliado em função da laminação foi RP. Ao

contrário dos demais, RP foi extraído dos resultados de

impedância. RP é uma medida elétrica (resistência elétrica)

representativa da resistência à corrosão do material.

Quanto maior o valor de RP, melhor será a resistência do

material à corrosão.

4.4.1. NaCl

A figura 44 representa as curvas de polarização obtidas

em meio corrosivo de NaCl para a amostra como recebida e

para as amostras deformadas. Ao se observar este gráfico,

nota-se pequena variação entre as curvas nele

representadas. Destas diferenças, destaca-se a mudança do

valor de potencial para o qual as curvas deixam de

apresentar comportamento passivo. Estes potenciais são os

valores de Er e estão sumarizados na figura 45.

74

-9 -8 -7 -6 -5

-0,5

0,0

0,5

E (

V)

log10

I

0%

20%

40%

60%

71%

Figura 44: Curvas de polarização obtidas em meio corrosivo

de NaCl 3,5%p para o aço AISI 304.

Quanto maior o valor de Er para determinado material

melhor, pois será necessária a aplicação de um potencial

mais elevado para que ocorra corrosão localizada no mesmo.

Com base neste raciocínio, pode-se dizer que baixas

deformações agregam um leve aumento da resistência à

corrosão por pites para o aço AISI 304 em NaCl, enquanto

elevadas deformações levam a uma diminuição significativa

da resistência à corrosão localizada.

75

0 10 20 30 40 50 60 70

0,15

0,20

0,25

0,30

0,35

0,40

Er

Deformação (%)

Figura 45: Er em função da deformação para aço AISI 304 em

meio corrosivo de NaCl 3,5%p.

A figura 46 trata dos valores de icor. Quanto a este

parâmetro, quanto menor seu valor, maior é a resistência à

corrosão. Nota-se pela figura 46 que, para deformações até

40%, icor aumenta, ou seja, o material se torna menos

resistente à corrosão e que de 40% para 60% icor diminui.

Este resultado parece estar de acordo com Kumar et al. que

observaram que a resistência à corrosão do mesmo aço em

soluções de H2SO4 diminuía com o aumento da deformação para

pequenos graus de deformação e aumentava para altos graus

de deformação (Kumar et al., 2005). No entanto o resultado

obtido no presente trabalho para a deformação de 71% não

confirmou esta tendência (figura 46).

Contudo, pela figura 46, percebe-se que os valores de

icorr medidos para as diferentes deformações são todas

76

próximas, na ordem de alguns 10-7 A cm

-2, valor

característica de materiais apresentando excelente

resistência à corrosão.

Não se observou uma tendência definida na evolução do

Ecor com deformação do material (figura 47). Todos os

valores se encontram entre -0,38 e -0,32 V/ECS.

-10 0 10 20 30 40 50 60 70 80

1,50E-007

2,00E-007

2,50E-007

3,00E-007

3,50E-007

4,00E-007

i co

rr (

A)

Deformação (%)

Figura 46: icor em função da deformação para aço AISI 304 em

meio corrosivo de NaCl 3,5%p.

Os valores de RP, por sua vez, apresentaram pouca

variação em função da deformação, com uma única exceção

para amostra com 60% de deformação, que mostrou um valor de

RP muito baixo em relação às demais (figura 48).

Considerando que todos os valores de icorr medidos para os

diferentes graus de deformação são todos próximos, na ordem

de alguns 10-7 A cm

-2, e que há uma relação de inversa

proporcionalidade entre icorr e Rp, deveríamos ter obtida a

77

mesma ordem de grandeza para Rp para todos os graus de

deformação. Seria necessário repetir os ensaios em NaCl

para verificar estes dados experimentais.

0 10 20 30 40 50 60 70-0,39

-0,38

-0,37

-0,36

-0,35

-0,34

-0,33

-0,32

Eco

r (V

)

Deformação (%)

Figura 47: Ecor em função da deformação para aço AISI 304 em

meio corrosivo de NaCl 3,5%p.

Contudo os valores de Rp para os graus de deformação 0,

20, 40 e 71%, na ordem de alguns 105 Ω cm

2, comprovam a

excelente resistência à corrosão dos materiais em NaCl.

78

0 10 20 30 40 50 60 70

0

100000

200000

300000

400000

500000

600000

RP

Deformação (%)

Figura 48: RP em função da deformação para aço AISI 304 em

meio corrosivo de NaCl 3,5%p.

4.4.2. H2SO4

A figura 49 representa as curvas de polarização obtidas

a partir da amostra inicial do aço AISI 304 e das amostras

deformadas em 20, 40, 60 e 71%, quando foi empregada uma

solução 5%p de H2SO4 como meio corrosivo. A figura 50, por

sua vez, representa as curvas de polarização para as mesmas

amostras, porém com meio corrosivo constituído de uma

solução de H2SO4 10%p. Em uma primeira observação às

figuras 49 e 50, considerando-se cada meio separadamente,

pode-se notar que há pouca diferença entre as curvas de

polarização obtidas para os diversos materiais. Com isto,

pode-se supor, a priori, que as propriedades do material

79

quanto à corrosão em H2SO4 não variam significativamente

com a laminação.

-7 -6 -5 -4 -3 -2-0,8

-0,6

-0,4

-0,2

0,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,0

E

(V

)

log10

I

0%

20%

40%

60%

71%

Figura 49: Curvas de polarização obtidas utilizando-se o

aço AISI 304 em uma solução de H2SO4 5%p como meio

corrosivo.

Para mostrar a influência da deformação e da

concentração do H2SO4 sobre os valores dos parâmetros icor,

Ecor e RP, foram esquematizadas as figuras 51, 52 e 53.

Enquanto não pode se deduzir uma tendência definida

entre Ecor, icor e a deformação, há uma grande diferença

entre os valores destes parâmetros obtidos nas soluções com

5%p e 10%p H2SO4.

80

-6 -5 -4 -3 -2

-0,8

0,0

0,8

E (

V)

log10

I

0%

20%

40%

60%

71%

Figura 50: Curvas de polarização obtidas utilizando-se o

aço AISI 304 em uma solução de H2SO4 10%p como meio

corrosivo.

Os valores de icor para a solução 5%p são todos menores

que os valores obtidos para a solução de 10%. Com isto,

pode-se deduzir que o aço AISI 304 é mais resistente à

corrosão em meio de H2SO4 5%p do que no mesmo ácido com

concentração 10%p. Os valores de Ecor, por outro lado, são

mais positivos quando o meio corrosivo é H2SO4 5%, ou seja,

o aço AISI 304 possui comportamento “mais nobre” na solução

mais diluída.

81

0 10 20 30 40 50 60 700,00000

0,00005

0,00010

0,00015

0,00020

i co

r (A

)

Deformação (%)

H2SO

4 5%

H2SO

4 10%

Figura 51: icor em função da deformação para aço AISI 304 em

meio corrosivo de H2SO4.

0 10 20 30 40 50 60 70-0,52

-0,51

-0,50

-0,49

-0,48

-0,47

-0,46

-0,45

-0,44

-0,43

-0,42

-0,41

-0,40

-0,39

Eco

r (V

)

Deformação (%)

H2SO

4 5%

H2SO

4 10%

Figura 52: Ecor em função da deformação para aço AISI 304 em

meio corrosivo de H2SO4.

82

Os valores de RP (figura 53) confirmam que o aço AISI

304 possui maior resistência à corrosão em H2SO4 5% do que

no mesmo ácido com concentração 10%. Outro fator relevante

que se observa quando se analisa a figura 53 é o fato de a

evolução de Rp com a deformação é a mesma para as duas

soluções de H2SO4.

Avaliando-se as figuras 51 e 53, nota-se um

comportamento aparentemente fora de tendência para os

pontos das amostras laminadas a 20%. Um comportamento

similar é observado para o resultado de campo coercivo,

figura 36. É possível que, de alguma forma, estes

comportamentos sejam resultados de fatores semelhantes.

Contudo, para se obter melhores conclusões seria necessária

a execução de experimentos adicionais.

0 10 20 30 40 50 60 70

0

20000

40000

60000

80000

100000

120000

140000

RP

Deformação (%)

H2SO

4 5%

H2SO

4 10%

Figura 53: RP em função da deformação para aço AISI 304 em

meio corrosivo de H2SO4.

83

4.4.3. Testes de perda de massa

Todas as variações de massa medidas em soluções de NaCl

3,5%p e de H2SO4 5 e 10%p foram dentro da margem de erro da

balança analítica usada, nível de 0,0001 g. Isso não

permitiu avaliar qualquer influência da deformação do aço

304 na velocidade de corrosão nestes meios.

4.5. Textura

Neste item são apresentados os resultados de textura

(ODFs) obtidos para o aço AISI 304 na condição inicial (0%

de redução) e com reduções de 40 e 71%. Essas ODFs estão

mostradas nas figuras de 54 a 56.

As ODFs apresentam a intensidade das orientações

encontradas, sendo que a intensidade está relacionada à

quantidade de cristalitos ou grãos com determinada

orientação. Portanto, para identificar a textura do

material basta verificar quais as posições de maior

intensidade nas ODFs obtidas e determinar à qual orientação

cristalográfica elas pertencem. Isso pode ser feito

comparando-se as ODFs experimentais com os ábacos mostrados

nas figuras 57 e 58. Esses ábacos representam as posições

de orientações ideais em ODFs para valores representativos

de 2 para metais (laminados a frio) com estrutura cfc e

ccc, respectivamente.

A partir da figura 54 observou-se que o aço AISI 304 na

condição inicial (0% de redução) possui baixas intensidades

de textura. Este resultado concorda com a observação feita

a partir dos difratogramas de raios X, discutida

anteriormente. Esta aleatorização de orientações no

material faz com que seu difratograma de raios X apresente

um perfil semelhante ao de uma amostra na forma de pó. Ao

84

se observar os demais resultados de textura (figuras 55 e

56) observou-se que as intensidades de textura aumentaram

com o aumento da deformação, como esperado. Da mesma forma,

os difratogramas de raios X apresentaram, para amostras

mais deformadas, perfis distintos do difratograma da

amostra em forma de pó, como discutido previamente.

Para 71% de redução, comparando-se as ODFs mostradas na

figura 56 referentes à fase com 2 = 0 e 65° com os

ábacos mostrados na figura 57 observou-se que as

componentes de textura de maior intensidade são do tipo:

Brass, Goss (ambos componentes da fibra α) e S, como

indicado na figura 59. De forma análoga, para a fase

constatou-se a presença das componentes de textura Fibra

e Fibra , como indicado na figura 60, a partir da

comparação da ODF com 2 = 45° com o ábaco mostrado na

Figura 58.

85

Figura 54: para o aço AISI 304 com 0% de redução.

Figura 55: ODFs para o aço AISI 304 com 40% de redução.

86

Figura 56: ODFs para o aço AISI 304 com 71% de redução.

Figura 57: Posições de orientações ideais e da fibra α em

metais cfc laminados a frio para valores representativos de

2. As letras representam as orientações ideais: C (cubo):

* + ⟨ ⟩;G (goss): * + ⟨ ⟩;Bs (brass): * + ⟨ ⟩; Cu

(cobre): * + ⟨ ⟩;T (Taylor) * + ⟨ ⟩;S: * + ⟨ ⟩.

87

Figura 58: Posições de orientações ideais em aços ccc para

φ2 = 45°. Fibra α: direção <011> paralela à direção de

laminação. Fibra γ: direção <111> paralela à direção normal

(Hutchinson, 1999).

Figura 59: ODFs para φ2 = 0 e 65º, extraídas da figura 56,

referente à fase γ para o aço AISI 304 com redução de 71%,

onde são identificadas componentes de textura tipo Brass,

Goss, S e fibra α.

88

Figura 60: ODF para φ2 = 45o, extraída da figura 56,

referente à fase α‘ para o aço AISI 304 com redução de 71%,

onde são identificadas componentes de textura tipo Fibra α

e Fibra γ.

4.6. Microscopia óptica

Foram obtidas imagens das amostras com 0, 40 e 71% de

deformação do aço AISI 304 utilizando-se de microscopia

óptica. Estas imagens estão sumarizadas na figura 61.

A partir desta figura é possível notar a presença de

martensita nas amostras com 40 e 71% de laminação. Esta

fase aparece como linhas escuras dentro dos cristais de

austenita. Na Dissertação de Mestrado de V.L. Moraes

(2010), as imagens de microscopia óptica apresentam a fase

α‟ de forma semelhante. De volta à figura 61, na imagem da

amostra inicial não se notam estas linhas escuras.

Possivelmente, isto se deve ao fato de a fase martensítica

possuir um teor volumétrico muito pequeno nesta amostra.

89

Figura 61: Imagens obtidas por microscopia óptica com

aumento de 500 vezes nas amostras: (a) 0%; (b) 40% e (c)

71%.

90

5. Conclusões

Com base na caracterização microestrutural, magnética e

de resistência à corrosão de um aço inoxidável AISI 304,

laminado a frio até 71% de redução, foram obtidas as

seguintes conclusões:

A microdureza do material aumenta substancialmente

com o aumento da deformação até 40 % de

deformação. Isto se deve ao aumento da densidade

de defeitos induzidos pela deformação em si e pelo

fato de haver nucleação e crescimentos da fase

martensítica. A partir de 40% de deformação, o

aumento do microdureza não é tão acentuado;

A magnetização de saturação do material cresce com

o aumento da deformação devido ao crescimento do

teor volumétrico da martensita α‟, ferromagnética,

em uma matriz originalmente paramagnética. Assim

como para o caso da microdureza, a magnetização de

saturação apresenta menor crescimento para

deformações acima de 40%;

Para uma deformação de 20% o campo coercivo

apresentou um aumento abrupto e, para maiores

graus de redução, uma acentuada queda. Esta queda

torna-se menos acentuada a partir de 40% de

redução. O salto no valor de HC para uma redução

de 20% pode ser atribuído ao aumento da densidade

de discordâncias no material e à nucleação de

martensita. A queda no valor de HC para reduções

maiores que 20% indica que, para esta faixa de

redução, a forma da fase martensítica é o fator

que mais afeta o comportamento de HC. Com o

aumento da deformação a fase martensítica evolui

da forma de “ripas” para a forma de “placas”;

91

Este trabalho não conseguiu evidenciar uma

tendência definida entre a deformação do aço 304 e

sua resistência à corrosão nos meios de NaCl 3,5%p

e de H2SO4 5 e 10%p.

Independentemente da deformação do aço 304, a

ordem crescente de resistência à corrosão foi:

H2SO4 10%p < H2SO4 5%p < NaCl 3,5%p.

Com relação à macrotextura, a amostra como

recebida apresenta baixas intensidades de textura.

Para 71% de deformação, para a fase austenítica as

principais componentes de textura, ou seja, de

maior intensidade são as texturas do tipo S e

fibra α. Para o mesmo grau de redução, para a fase

α‟ foram encontradas as componentes de textura

fibra α e fibra γ.

92

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