UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E TECNOLOGIA

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS

“INFLUÊNCIA DA MICROESTRUTURA E DAS CONDIÇÕES DE DEFORMAÇÃO NAS CURVAS DE ESCOAMENTO PLÁSTICO DE AÇOS

INOXIDÁVEIS DÚPLEX NO ENSAIO DE TORÇÃO A QUENTE”

Gedeon Silva Reis

SÃO CARLOS - SP 1999

UNIVERSIDADE FEDERAL DE SÃO CARLOS

CENTRO DE CIÊNCIAS EXATAS E TECNOLOGIA

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE

MATERIAIS

“INFLUÊNCIA DA MICROESTRUTURA E DAS CONDIÇÕES DE DEFORMAÇÃO

NAS CURVAS DE ESCOAMENTO PLÁSTICO DE AÇOS INOXIDÁVEIS DÚPLEX

NO ENSAIO DE TORÇÃO A QUENTE”

GEDEON SILVA REIS

Tese apresentada ao Programa de Pós-

Graduação em Ciência e Engenharia de

Materiais como requisito parcial à

obtenção do título de DOUTOR EM

CIÊNCIA E ENGENHARIA DE

MATERIAIS

Orientador: Prof. Dr. Oscar Balancin

Agência Financiadora: CAPES

SÃO CARLOS - SP

1999

FICHA CATALOGRÁFICA

Reis, Gedeon Silva Influência da Microestrutura e das condições de

deformação nas Curvas de Escoamento Plástico de Aços Inoxidáveis Dúplex no Ensaio de Torção a Quente. São Carlos, UFSCar, 1999. 160p.

Tese de Doutorado apresentada ao Programa de Pós-

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

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

I- Título

DEDICATÓRIA

Aos meus filhos

CURRICULUM VITAE

Professor do Centro Federal de Educação Tecnológica do Maranhão CEFET/MA

Engenheiro Mecânico pela Universidade Estadual do Maranhão

UEMA (1987)

Mestre em Engenharia de Materiais pela Universidade Federal de São Carlos

UFSCar (1995)

MEMBROS DA BANCA EXAMINADORA DA TESE DE DOUTORADO DE GEDEON SILVA REIS

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

BANCA EXAMINADORA:

Prof. Dr. Oscar Balancin

Orientador / DEMa-UFSCar

Prof. Dr. Paulo Roberto Cetlin

DEMET-UFMG

Prof. Dr. Luis Carlos Casteletti

EESC-USP

Prof. Dr. Walter Libardi

DEMa-UFSCar

Prof. Dr. Alberto Moreira Jorge Júnior

DEMa-UFSCar

RESUMO

Neste trabalho, investigou-se a relação entre microestrutura,

comportamento de escoamento plástico e características de falhas por meio de

ensaios de torção a quente de aços inoxidáveis dúplex. Três tipo de aços com

diferentes frações volumétricas das fases ferrítica e austenítica foram deformados

em temperaturas variando de 850 a 1200°C e taxas de deformações de 0,3 a 5 s-1.

Os resultados mostraram que a forma da curva de escoamento plástico depende

fortemente da fração volumétrica, morfologia, distribuição das fases e da natureza

das interfaces. Quando as amostras dos aços dúplex são essencialmente ferríticas,

o comportamento mecânico é determinado pela matriz e a curva de escoamento

plástico é típica de materiais que sofrem recristalização dinâmica contínua. A

ductilidade desse tipo de microestrutura é muito grande. Quando a fração de

austenita é aumentada, partículas de Widmanstätten precipitam, dificultando a

deformação da matriz ferrítica, aumentando a resistência do material. Neste caso, a

curva de escoamento plástico é caracterizada por um rápido endurecimento até um

pico de tensão, seguido de uma extensa região de amaciamento. A falha nesse tipo

de microestrutura ocorre pela restrição, por parte das partículas de austenita, da

movimentação dos grãos recristalizados de ferrita. Quando a segunda fase forma

uma rede contínua nos contornos da matriz ferrítica, o material falha, durante a

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

ductilidade é baixa e independe da quantidade da segunda fase, austenítica.

Quando as partículas de austenita estão dispersas grosseiramente dentro da matriz,

a curva de escoamento plástico mostra um pico de tensão separando regiões

extensas de encruamento e amaciamento. Em altas proporções das fases ferrítica e

austenítica (~50/50 = α/γ) a microestrutura é caracterizada pela percolação de

ambas as fases nas amostras. A curva toma uma forma bem particular nos ensaios

de torção a quente. A falha, neste caso, ocorre por aberturas de cavidades em

pontos tríplices e ao longo dos contornos das fases ferrítica e austenítica, devido aos

comportamentos dissimilares das fases durante a deformação a quente.

ABSTRACT

The influence of the microstructure on flow plastic behavior and failure

characteristics of duplex stainless steels were studied by hot torsion tests. Three

kinds of steels, with different volume fraction of ferritic and austenitic phases were

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

5.0 s-1. The results show that the shape of the flow stress curves depends strongly on

the volume fraction, morphology, phases distribution and on the interface nature.

When the specimens of the duplex stainless steel are essentially ferritic, mechanical

behavior is determined by the matrix and the shape of the flow stress curve is

typically of materials that softening by continuous dynamic recrystallization. The

ductility of this kind of microstructure is very high. When the austenite volume fraction

is increased, Widmanstätten austenite particles difficult the matrix deformation and

increase the material strength. In this case, the flow stress is characterized by a very

fast hardening to the peak stress, followed by a very large softening region. This type

of microstructure failure is caused by austenite particles that constraint the movement

of the recrystallized ferrite grains. When the second phase forms a continuous net

structure surrounding the ferrite grains, the hot strained material failure by means of

grain sliding. In this type of microstructure, the material presents low ductility and is

independent of austenitic volume fraction. When the austenite particles are

coarsened inside the matrix, the flow stress displays a peak stress, dividing extensive

hardening and softening regions . When the ferritic and austenitic phases are present

in high volume fractions (~50/50 = α/γ), the microstructure is characterized by the

percolation of the both phases present in the samples, and the flow stress curve

acquires a very particular shape. In this case, the failure occurs by cavities formation

at triple points and at ferritic and austenitic interfaces, due to the dissimilar behavior

of the both phases present during the hot deformation.

SÍMBOLOS E ABREVIATURAS

•ε → Taxa de Deformação

eqε → Deformação Equivalente

fε → Deformação na Fratura

pε → Deformação de Pico

σy → Tensão de Início do Escoamento

σp → Tensão de Pico

Tx.Aq. → Taxa de Aquecimento T.T. → Temperatura de Tratamento ou Tratamento Térmico

t.e. → Tempo de Espera

T.E. → Temperatura de Ensaio

LF → Laminado a Frio

vf → Fração Volumétrica

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

Introdução

No mundo moderno, a globalização ocupa cada vez mais espaço nas

relações entre países e, consequentemente, a competitividade, que inclui produtos

cada vez melhores a preços cada vez menores, requer um nível de conhecimento

científico e tecnológico nunca antes exigido na história da humanidade.

A indústria, neste mundo globalizado, tem uma importância estratégica,

pois cada vez mais industrializam-se os mais diversos tipos de produtos,

decrescendo os custos de produção. Do ponto de vista industrial, para se processar

um certo produto com qualidade e competitividade tem que se conhecer todas as

etapas desse processo, desde a matéria prima até o produto final.

Quando se fala em um produto, certamente em algum momento está se

falando no material do qual este é feito. Especificamente na área de materiais

metálicos, onde o consumo global é absurdamente grande e a competitividade

requer uma racionalização de métodos de produção nas mesmas proporções, o

desenvolvimento científico e tecnológico é primordial e a cada dia necessita-se

conhecer mais profundamente as relações entre estrutura, processamento e

propriedades para cada material. A etapa de processamento, do ponto de vista

econômico extremamente importante, envolve plantas industriais enormes, que não

viabilizam mudanças bruscas, para atender um ou outro produto, e está recebendo

uma atenção maior do que antes recebia.

A realização de estudos envolvendo a etapa de processamento de

materiais metálicos, como por exemplo laminação e forjamento, dentro de uma

planta industrial é praticamente impossível. Para superar estas dificuldades foram

desenvolvidos métodos experimentais em escala de laboratório que podem simular

o processamento industrial, tais como ensaios de torção, compressão, tração, etc.

Dentre estes ensaios, um dos que vêm sendo utilizados com mais frequência é o de

torção a quente. Com este ensaio pode-se investigar as variações da ductilidade e

resistência mecânica durante o trabalho a quente em função dos parâmetros

metalúrgicos como temperatura, deformação e taxa de deformação, que podem ser

facilmente variados e controlados, possibilitando uma simulação de sequências de

passes, obtendo-se estruturas metalúrgicas semelhantes às produzidas pelos

processos industriais de conformação. Pode-se, também, fazer um

acompanhamento microestrutural mediante observações ocorridas durante a

deformação a quente, pois é possível realizar resfriamento rápido da amostra em

qualquer etapa do ensaio (1-7).

Utilizando estes métodos de laboratório, extremo volume de pesquisas

vem sendo realizado nas últimas décadas visando o entendimento do

processamento industrial a quente de materiais metálicos, em especial de aços.

Embora muitos esforços tenham sido feitos para determinar os mecanismos e

parâmetros do processamento a quente, a maioria destas pesquisas está

centralizada em materiais que são monofásicos durante a deformação a quente. Em

bifásicos, a presença de uma segunda fase massiva dentro de uma matriz durante o

processamento aumenta a complexidade do processo de deformação, e como

consequência, a microestrutura pode limitar a quantidade de deformação a que o

material pode ser submetido sem falhar.

Os aços inoxidáveis dúplex que vêm tendo um aumento gradual de

utilização, devido às suas excelentes combinações de propriedades, necessitam de

um cuidado especial durante o processamento mecânico dada a existência de faixa

de baixa ductilidade durante o trabalho a quente. O objetivo deste trabalho foi

entender o comportamento mecânico dos aços dúplex na deformação a quente, por

meio de ensaios de torção a quente, realizando um estudo sistemático que

relacionou microestrutura, comportamento de escoamento plástico e características

de falhas. Uma grande variedade de microestruturas foi produzida por meio da

utilização de composições químicas e tratamentos térmicos, e diferentes

comportamentos mecânicos foram observados.

2 - Revisão Bibliográfica 2.1 - Introdução

A quantidade de deformação a que um material metálico pode ser

submetido sem falhar durante o processamento metalúrgico depende

fundamentalmente do material, das condições de deformação e das características

do processo empregado. O esforço requerido para trabalhar um dado material até

diferentes níveis de deformação é uma resposta da estrutura desse material às

condições impostas.

Durante a deformação a quente, mecanismos de endurecimento como o

encruamento e mecanismos de amaciamentos como a recuperação e recristalização

dinâmica podem operar concomitantemente na estrutura do material metálico. Esses

mecanismos influenciam diretamente os níveis de ductilidade e de resistência

mecânica apresentadas pelos materiais metálicos durante a deformação a quente.

Quando os mecanismos de endurecimento predominam, a resistência mecânica do

material é aumentada enquanto que a ductilidade decresce. Entretanto, quando os

mecanismos de amaciamentos predominam, a resistência decresce enquanto a

ductilidade é aumentada.

A resistência mecânica dos materiais deve ser bem conhecida para que

sejam projetados equipamentos com potências necessárias para a conformação

mecânica. Por outro lado, a ductilidade exerce um papel muito importante na

deformação a quente do material, pois pode ser utilizada para indicar direções

alternativas para se alcançar melhores níveis de trabalhabilidade. Esta otimização

pode ser alcançada através de variações da composição química do material, ou

das condições de deformação como temperatura e a taxa de deformação.

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

quente.

2.2 - Mecanismos de Endurecimento

2.2.1 - Encruamento

O encruamento juntamente com a presença de elementos de liga em

solução sólida, a precipitação de segundas fases e o refino dos grãos são os

mecanismos utilizados para aumentar a resistência mecânica dos materiais

metálicos. Sob o ponto de vista estritamente do processamento a quente, o

encruamento ocorre quando metais e ligas são deformados a quente e tem-se um

aumento na densidade de discordâncias, que por sua vez interagem umas com as

outras, impedindo seus movimentos através da rede cristalina.

Em processos de conformação plástica, como laminação e forjamento, a

maior parte da energia que é dispendida para a realização do trabalho mecânico é

dissipada em forma de calor e apenas frações de 2% a 10% desta energia

permanecem dentro do reticulado cristalino na forma de defeitos como vacâncias,

maclas, falhas de empilhamento e discordâncias (8,9). A densidade e distribuição dos

defeitos criados durante a deformação dependem de fatores característicos de cada

liga como a estrutura cristalina, a natureza química, a pureza do metal e o tamanho e

forma dos grãos iniciais, além das condições de deformação, ou seja, da temperatura

e taxa de deformação (10).

A energia de falha de empilhamento é a característica que mais afeta a

distribuição e densidade de discordância em uma estrutura deformada. Em materiais

com baixa energia de falha de empilhamento, como aços austeníticos (figura 2.1), as

discordâncias dissociadas em parciais têm baixa mobilidade devido à dificuldade

que as mesmas têm em mudar de planos de deslizamento através dos mecanismos

de escalagem e deslizamento cruzado. A subestrutura de deformação destes

materiais contém uma alta densidade de discordâncias, formando um arranjo planar

de alta energia (11).

Em metais com alta energia de falha de empilhamento, como o alumínio

(Al) e o ferro (Fe-α), a subestrutura formada durante a deformação contém regiões

com altas e baixas densidades de discordâncias devido à facilidade de operação de

mecanismos de movimentação de discordâncias como a escalagem e o

deslizamento cruzado. Tais subestruturas são referidas como celular e, em

comparação à dos metais com baixa energia de falha de empilhamento, têm menor

densidade de discordâncias e uma distribuição mais heterogênea (12).

A densidade e distribuição das discordâncias são fortemente afetadas

pela temperatura de deformação, pois os principais mecanismos que atuam durante

a deformação a quente são termicamente ativados. Assim, um decréscimo na

temperatura de deformação leva para maiores níveis de densidade de discordâncias

e as células formadas são menores e mais bem definidas. Em temperaturas

elevadas, um aumento na taxa de deformação tem um efeito sobre a subestrutura

similar ao de um decréscimo da temperatura de deformação (11,13). A

heterogeneidade na distribuição de discordâncias pode eventualmente levar ao

desenvolvimento de bandas de deformação que são importantes para o processo de

recristalização. Dentro destas bandas as células são menores, alongadas e podem

desenvolver grande desorientação entre os dois lados da banda (14).

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

60

90

120

150

180Temperatura de Ensaio (oC) 900 1000 1100

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 2.1 - Curvas de escoamento plástico do aço inoxidável austenítico 316

deformado com ε =1 s• -1 (15).

2.3 - Mecanismos de Amaciamento

Durante o processamento a quente de material metálico, mecanismos de

restauração como a recuperação e a recristalização atuam simultaneamente aos

mecanismos de encruamento. Tais processos, quando ocorrem durante a

deformação plástica, são chamados recuperação e recristalização dinâmicas.

2.3.1 - Recuperação Dinâmica

Quando um material metálico é submetido a deformação plástica, sua

densidade de discordâncias é aumentada devido aos defeitos criados na rede

cristalina pela deformação. Entretanto, quando este material é deformado a quente,

além dos mecanismos de endurecimento, também podem atuar mecanismos de

amaciamentos como a recuperação e recristalização dinâmica.

A recuperação dinâmica é um processo de amaciamento sempre

presente na deformação a quente. Em materiais metálicos onde a escalagem e o

deslizamento cruzado, que são termicamente ativados, ocorrem com relativa

facilidade, quando em processamento, a recuperação dinâmica é o único processo

de restauração operante (11). As figuras 2.2 e 2.3 mostram curvas de escoamento

plástico típicas de materiais metálicos onde o único processo de amaciamento

atuante é a recuperação dinâmica. Durante a parte inicial da deformação, tem-se um

aumento significativo da densidade de discordâncias na estrutura do material, que

nas curvas de escoamento plástico está sendo representada pela parte inicial, onde

se tem uma grande inclinação da curva. As discordâncias tornam-se mais

emaranhadas no decorrer da deformação formando células e em seguida subgrãos

(11). Como a deformação prossegue, atinge-se o estado estacionário. Este

comportamento é típico de materiais com alta energia de falha de empilhamento em

que as discordâncias têm alta mobilidade.

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

20

40

60

80

100

120Temperatura de Ensaio (oC) 650 700 750 800 850 900

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 2.2 - Curvas de escoamento plástico do ferro Armco realizadas com

=0,0015 s•ε -1 (16).

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

40

60

80

100

120

140

160Taxa de Deformação (s-1) 5,0.10-1

5,0.10-2

5,0.10-3

5,0.10-4

1,5.10-4

6,0.10-5

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 2.3 - Curvas de escoamento plástico do ferro Armco realizadas a 700°C

mostrando o efeito da taxa de deformação (16).

2.3.2 - Recristalização Dinâmica

Quando em um material metálico a escalagem e o deslizamento cruzado

não operarem mais de maneira efetiva, devido à baixa mobilidade de discordância,

surge durante a deformação a quente um outro processo de restauração em

deformações maiores, que é a recristalização dinâmica. Neste caso, tem-se a

formação de uma subestrutura de arranjos planares de discordância que não é

completamente recuperada durante a deformação. Assim, as células têm tamanhos

relativamente menores e suas paredes são mais emaranhadas quando comparadas

com metais que sofrem alto grau de recuperação dinâmica.

A recristalização dinâmica nos materiais metálicos pode iniciar-se pelo

encurvamento de contornos de grãos, pelo coalescimento de subgrãos ou pela

nucleação em células com alta desorientação dentro dos grãos. Após a formação

dos núcleos, estes crescem devido à diferença de densidade de discordâncias entre

o interior dos núcleos e as regiões adjacentes até que uma estrutura de grãos novos

esteja formada. A recristalização pode ser entendida como um processo de

restauração que envolve a eliminação coletiva de discordâncias pela migração de

contorno de alto ângulo.

Como exemplos de materiais que apresentam esse fenômeno, podem-se

citar: o cobre (Cu), níquel (Ni), ferro austenítico (Fe-γ) e suas ligas, que têm baixa

energia de falha de empilhamento (9,11,17). As figuras 2.4 e 2.5 mostram curvas de

escoamento plástico típicas de materiais que recristalizam dinamicamente. Neste tipo

de material, a subestrutura de discordâncias desenvolvida no estágio inicial da

deformação recupera-se muito pouco, e com o aumento da densidade de

discordâncias tem-se o início da recristalização dinâmica (11,18). A forma básica da

curva de escoamento desses materiais consiste em aumento da tensão até atingir

um valor máximo de pico, decrescendo a seguir até atingir um estado estacionário

(19,20).

A deformação crítica necessária para iniciar a recristalização dinâmica é

menor que a deformação de pico, pois os primeiros núcleos apenas amaciam

localmente enquanto que o restante do material continua encruado. Como se nota

nas figuras 2.4 e 2.5, tanto a temperatura como a taxa de deformação interferem nas

curvas de escoamento plástico. Aumentando a taxa de deformação, tem-se um

aumento na deformação correspondente ao pico de tensões. Quanto maior a

quantidade de deformação antes do pico de tensão maior será a energia

armazenada, resultando em grãos menores recristalizados dinamicamente. A

temperatura interfere de maneira oposta à taxa de deformação. Em altas

temperaturas tem-se menores deformações de pico e a recristalização inicia com

baixas deformações. Assim, os grãos serão maiores que os obtidos em temperatura

menores.

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00

50

100

150

200Taxa de Deformação (s-1) 2,5.100

4,0.10-1

6,5.10-2

6,9.10-3

1,1.10-3Te

nsão

Equ

ival

ente

(MPa

)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 2.4 - Curvas de escoamento plástico do aço 0,25%C deformado a 1100°C

(21).

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,50

30

60

90

120Temperatura de Ensaio 0.9 Tm 0.8 Tm 0.7 Tm 0.6 Tm

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 2.5 - Curvas de escoamento plástico de amostras de níquel deformadas com

= 1,6.10•ε -2 s-1, mostrando o efeito da temperatura (22).

Como os fenômenos que ocorrem durante a deformação são

termicamente ativados, pode-se relacionar o efeito da temperatura e da taxa de

deformação através do parâmetro de Zenner-Hollomon (Z) (23):

( )

=

= • nARTQZ ασε senhexp (2.1)

onde é a taxa de deformação, T é a temperatura, σ é a tensão aplicada, Q é a

energia de ativação aparente para a deformação a quente, é a constante universal

dos gases e α , e são as constantes.

•ε

R

n A

2.4 - Estruturas com Duas Fases

De uma forma geral, a microestrutura de um material metálico pode ser

entendida como um conjunto de defeitos da rede cristalina (lacunas e discordâncias),

de outras fases (partículas e poros) e de seus respectivos contornos (24). Esses

elementos podem ser classificados sistematicamente por ordem de suas dimensões

geométricas, como apresentado na tabela 2.1. A caracterização quantitativa de uma

microestrutura inicia-se com informações sobre a estrutura dos defeitos seguidas de

informações de suas densidades. Como exemplo, tome-se uma liga metálica bifásica

com as partículas da segunda fase distribuídas de forma dispersa dentro da matriz.

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

seguinte forma:

[ 0mVV

F pv == ∑ ] (2.2)

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

volume total.

vF p

Além da estrutura de dispersão de partículas descritas na equação 2.2,

outros tipos de estrutura de duas fases podem ser encontrados dependendo da

fração volumétrica, forma e distribuição das fases presentes. A figura 2.6 mostra que

segundas fases podem ser distribuídas dentro da matriz na forma de rede, de

dispersão e formar uma estrutura dúplex. Essa classificação pode ser feita

analisando-se as densidades de contornos de grãos e de fase.

Tabela 2.1 - Elementos microestruturais (24).

Dimensão geométrica Elementos 0 Vacâncias 1 Discordâncias 2 Contornos 3 Partículas, poros

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

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

bifásica que consiste de grãos equiaxiais ou partículas, e que pode ser escrita da

seguinte maneira:

bρ ααρ γγρ αγρ

αγγγαα ρρρρ +=b + (2.3)

Quando as partículas de γ estão dispersas em uma matriz α , os

contornos não existem e, então, . Algumas vezes, é útil relacionar os

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

γγ 0=γγρ

ααρρδ = αγ .

Quando >>1, a estrutura consiste de partículas dispersas de em α . Em uma

dispersão de γ , a matriz α percola toda a seção da amostra. Se a fase γ forma uma

rede contínua cobrindo toda a superfície de α , então contornos αα desaparecem e

=0. Em uma estrutura de rede, a segunda fase percola toda a seção da amostra.

O terceiro tipo de microestrutura é caracterizada pela percolação de ambas as fases

e γ , isto é, um igual número de grãos é arranjado como uma mistura aleatória.

Ambos, interfaces e contornos ocorrem com uma mesma probabilidade, então:

δ γ

ααρ

α

γγαα ρρ = e (2.4)

αγγγαα ρρρ =+ então, (2.5)

2=== γγαγαααγ ρρρρδ (2.6)

Isto é valido para uma estrutura dúplex ideal com frações volumétricas e . αf 5,0=γf

(a)

(b)

Figura 2.6 - Principais tipos de microestruturas de duas fases: (a) dispersão de

partículas, (b) estrutura dúplex e (c) estrutura de rede (24).

(c)

Em uma estrutura dúplex, tanto α quanto γ percolam toda a seção da amostra. O

termo contigüidade foi introduzido para designar com mais facilidade a percolação

das fases (25).

Transformações entre diferentes microestruturas, como dispersão ↔

dúplex, podem ocorrer durante o processamento e tratamento térmico de ligas

bifásicas. A transformação de um tipo para outro de microestrutura está associada

com o aparecimento ou desaparecimento de um tipo particular de contorno.

Transformações podem ocorrer devido às variações da fração volumétrica das fases

e de suas formas e distribuições. Para uma distribuição constante de forma e

tamanho, as transformações devem ocorrer com uma variação da fração volumétrica

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

dos diagramas de equilíbrio de fases. Por exemplo, a formação de uma estrutura

dúplex em ligas bifásicas pode iniciar no resfriamento com a formação de núcleos

dispersos. Com o decréscimo de temperaturas, tem-se um aumento na fração

volumétrica da segunda fase formando-se a estrutura dúplex. A figura 2.7 mostra

esquematicamente exemplos de transformações entre tipos distintos de

microestruturas (24).

vf

O comportamento geral de uma liga de duas fases depende das

propriedades de cada uma das fases constituintes, de suas frações volumétricas e do

tipo de microestrutura. Existem três tipos principais de relações que descrevem o

comportamento de materiais de duas fases (26).

Figura 2.7 - Representação esquemática na seção planar de transformações entre

tipos de microestrutura: (a) dispersão de partículas estrutura de rede

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

→

→

Na primeira relação, assume-se que todas as propriedades de uma liga

bifásica são determinadas conjuntamente pelas duas fases. Nesse caso, tais

propriedades podem ser tomadas como a média das propriedades dos dois

componentes usando-se a regra das misturas (27). Se forem consideradas as

propriedades do material em uma direção paralela à do alinhamento das fases, pode-

se escrever que:

γγαα fPfPP +=C (2.7)

onde iP são as propriedades parciais das fases e as frações volumétricas. if

Se forem consideradas as propriedades em uma direção perpendicular à

do alinhamento das fases, tem-se:

( )γγααγα fPfPPPP +=⊥ (2.8)

Um segundo tipo de relação pode ser encontrado quando as propriedades

do material são determinadas exclusivamente por uma das fases. Nesse caso, pode-

se escrever:

αα fPP = (2.9)

ou

γγ fPP = (2.10) E finalmente, quando as propriedades de uma liga bifásica são

determinadas pelas propriedades parciais de uma das fases, ou seja:

αPP = (2.11)

ou

γPP = (2.12)

2.5 - O Aço Inoxidável Dúplex

2.5.1 - Introdução

Anotações (28) referentes aos aços dúplex datadas de 1933 relatam que

durante a fusão do aço inoxidável austenítico da classe 18Cr-9Ni-2,5Mo, numa

companhia francesa, ocorreu um erro e obteve-se um aço inoxidável da classe 20Cr-

8Ni-2,5Mo. Análises e testes (29) subseqüentes revelaram que esse aço tinha alta

porcentagem da fase ferrítica na matriz austenítica e que tinha excelente resistência

à corrosão combinada com excelentes propriedades mecânicas.

Durante os últimos anos da década de 60 e os primeiros de 70, ocorreram

dois fatos importantes que alavancaram o desenvolvimento e uso dos aços

inoxidáveis dúplex. Primeiro, foi o aumento da demanda de aços inoxidáveis por

causa do desenvolvimento da indústria petroquímica em águas oceânicas,

juntamente com a falta de níquel, que elevou o preço das ligas inoxidáveis

austeníticas. Segundo, a técnica de produção de aços melhorou drasticamente com

a introdução das técnicas de VOD (vacuum oxygen decarburisation) e AOD (argon

oxygen decarburisation) (30).

Dadas as excelentes propriedades citadas anteriormente, esses aços são

especificados para componentes de equipamentos expostos à água do mar, em

trocadores de calor, em bombas centrigadoras, tubos para equipamentos das

indústrias química, petroquímica e de alimentos, em equipamentos para

dessulfuração (controle de poluição) de gases e indústrias fotográfica, de papel e de

tintas (31).

2.5.2 - Composição Química

As características mais marcantes desses aços resultam da atuação de

mecanismos que dependem da composição química de cada liga, ou seja, dos

efeitos de elementos de liga em solução sólida substitucional, em solução sólida

intersticial, particularmente do N, e da fração volumétrica de cada uma das fases

(32).

A existência da microestrutura bifásica nos aços inoxidáveis dúplex é

determinada pela partição preferencial dos elementos de liga que compõem as fases

ferrítica e austenítica, principalmente pelos teores de ferro (Fe), cromo (Cr) e níquel

(Ni). Elementos de liga como o níquel, cobre, manganês e nitrogênio tendem a

promover a formação da austenita. Esses elementos estão concentrados

preferencialmente nessa fase e são chamados de gamagêmeos. Por outro lado,

elementos de liga como o cromo, molibdênio e silício tendem a promover a formação

da ferrita e estão concentrados preferencialmente nessa fase e são chamados de

alfagêneos (28,33). Havendo um aumento na fração volumétrica da ferrita, haverá

uma diminuição na concentração de Cr e Mo na mesma, e a resistência à corrosão

do material diminuirá (34). A faixa de composição química dos aços inoxidáveis

dúplex está mostrada na tabela 2.2.

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

Cr Ni Mo N C Si Mn

18,5-28,0 3,5-8,0 1,5-4,5 0,0-0,35 < 0,10 <1,0 <2,0

As curvas da figura 2.8 mostram a dependência do coeficiente de partição

(k = coeficiente de partição dos elementos de liga entre as fases ferrítica e

austenítica) com a temperatura na faixa de 1000 a 1350°C para os aços inoxidáveis

dúplex. Nota-se nestas curvas que, quando a temperatura aumenta, existe uma

redução na partição dos elementos substitucionais entre as fases ferrítica e

austenítica, isto é, k tende para a unidade, ou seja, existirá uma distribuição mais

homogênea dos elementos de liga nas fases presentes (36,37).

A figura 2.9 mostra diagramas pseudobinários Fe-Cr-Ni (3,4). Os aços

inoxidáveis dúplex comuns solidificam-se completamente no campo ferrítico, quando

submetidos a taxas de resfriamentos normais. Durante o resfriamento, ocorre a

transformação no estado sólido da ferrita em austenita, que é naturalmente

reversível. A temperatura e a cinética de transformação dependem da composição

química da liga. A razão ferrita/austenita e a estabilidade térmica da austenita são

pontos-chave nos modernos aços inoxidáveis dúplex, sendo o teor de nitrogênio um

parâmetro essencial (28).

Figura 2.8 - Dependência do coeficiente de partição (k=ferrita/austenita) dos

elementos de liga em função da temperatura para os aços inoxidáveis

dúplex (36).

A figura 2.10 mostra a variação da proporção de ferrita com a temperatura

no aço inoxidável dúplex (4,5Ni-24Cr-2M0-1Si) com diferentes teores de nitrogênio. A

influência do nitrogênio na estabilidade da austenita é marcadamente notada em

altas temperaturas. A adição de 0,25% de nitrogênio em uma liga com 25% de Cr

estabiliza uma fração volumétrica de ferrita em torno de 50% a 1250°C, enquanto

que uma proporção de ferrita em torno de 80% é obtida quando se adiciona apenas

0,18% de N (32).

Figura 2.9 - Corte do diagrama pseudobinário Fe-Cr-Ni para 70% e 60% de Fe

(32,38).

1000 1050 1100 1150 1200 12500

20

40

60

80

100Aço Duplex (4,5Ni-24Cr-2,9Mo-1Si) 0,18%N 0,25%N

Porc

enta

gem

de

Ferri

ta (%

)

Temperatura (oC)

Figura 2.10 - Variação da proporção de ferrita em função da temperatura de

tratamento para o aço inoxidável dúplex (4,5Ni-24Cr-2,9M0-1Si) com

diferentes teores de nitrogênio (32).

Numerosas mudanças microestruturais podem ocorrer nos aços

inoxidáveis dúplex durante os tratamentos térmicos. Mas essas transformações

ocorrem mais facilmente na fase ferrita, devido à maior taxa de difusão;

aproximadamente 100 vezes maior do que da fase austenita. Essa maior taxa de

difusão é principalmente uma consequência da estrutura cristalina cúbica de corpo

centrado da ferrita, que é menos compacta do que a estrutura de face centrada da

austenita (30).

A transformação de fase no estado sólido de ferrita em austenita é a

principal mudança estrutural que ocorre durante o processamento mecânico a quente

desses aços. Esta transformação ocorre por nucleação e crescimento em altas

temperaturas (acima de 650°C). A cinética de crescimento da austenita é controlada

por difusão na interface ferrítica/austenítica, e as partículas de austenita precipitadas

na matriz ferrítica têm a forma de placas de Widmanstätten (39). A variação da

proporção de austenita transformada de um aço dúplex 26Cr-5Ni pode ser estimada

a partir de curvas de transformação em função do tempo e da temperatura, como

mostra a figura 2.11 (40).

α

γ

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

(26Cr–5Ni) para a transformação da ferrita em austenita com

resfriamento após um tratamento de solubilização a 1300°C por 30 s

(40).

Além da transformação da ferrita em austenita, em temperaturas na faixa

de 800 a 1000°C, mais reações de precipitações no estado sólido podem ocorrer

nos aços inoxidáveis dúplex. A formação da fase sigma é a mais importante destas.

Na faixa de temperatura citada anteriormente, ocorre a decomposição da ferrita nas

fases sigma e austenita secundária (α ), por transformação eutetóide (41). A 2γσ +=

fase sigma nucleia preferencialmente na seguinte ordem: contornos de grãos

ferrítico/austenítico, contornos de grãos e de subgrãos ferríticos/ferríticos, com

crescimento dentro dos grãos ferríticos. Pode-se ter altas frações volumétricas de

fase sigma na estrutura dos aços dúplex e, conseqüentemente, grandes mudanças

nas propriedades mecânicas das ligas (42). Elementos tais como Cr, Mo, Si e Mn

promovem a formação da fase sigma. A deformação plástica diminui o tempo

requerido para a formação da fase sigma (41). Reaquecimentos a altas

temperaturas aumentam a proporção de ferrita, reduzindo os elementos formadores

de sigma e, conseqüentemente, retardando sua formação (30,41).

2.5.3 - Deformação a Quente dos Aços Dúplex

De uma forma geral, é bem conhecido que durante a deformação a quente

de materiais polifásicos, o comportamento mecânico depende das características

plásticas de cada uma das fases, das proporções, distribuições e formas das fases,

além da natureza dos contornos que separam estas fases. A presença da ferrita e

austenita nos aços inoxidáveis dúplex torna o processamento mecânico a quente

desses materiais mais crítico, e leva, em muitos casos, a falha do material (43,44).

2.5.3.1 - Estrutura Bruta de Fusão

No processamento mecânico a quente, a transformação da estrutura

bruta de fusão para uma estrutura trabalhada (por exemplo, laminada) é uma etapa

importante e requer muito cuidado no controle das condições de deformação,

principalmente em materiais com mais de uma fase, onde se têm mudanças

microestruturais significativas durante a deformação a quente.

O autor deste trabalho (45), ensaiando por torção a quente amostras de

um aço dúplex (22Cr-6Ni-3Mo) com estrutura bruta de fusão, observou a evolução

microestrutural durante a deformação a quente. Inicialmente, a microestrutura era

constituída de uma matriz ferrítica com austenita de Widmanstätten dentro e

principalmente nos contornos dos grãos, como mostram a figura 2.12 (45) e a

representação esquemática da figura 2.14 (30). Durante a deformação plástica

realizada a 1100°C, as partículas de austenita de Widmanstätten são alongadas e

tendem a alinhar-se com a direção de deformação, como mostra a micrografia da

figura 2.13.

Figura 2.12 - Microestrutura de uma amostra de um aço inoxidável dúplex

(22Cr-6Ni-3Mo) com estrutura bruta de fusão (45).

Figura 2.13 - Microestrutura de uma amostra de um aço inoxidável dúplex

(22Cr-6Ni-3Mo) iniciando com estrutura bruta de fusão, após

deformação a quente a 1000°C com ε =1 s• -1 até ε = 2,4 (45). Vale salientar que, embora inicialmente a austenita esteja na forma de

partículas distribuídas de maneira mais ou menos dispersa, durante a deformação

as partículas são alongadas e aglomeram-se formando lamelas. Quando o processo

de deformação é a laminação, essas placas formam camadas que se alternam com

camadas de ferrita e podem percolar toda a estrutura do material na direção de

deformação, como indicado na figura 2.15.

Figura 2.14 - Representação da microestrutura típica de um aço inoxidável dúplex

com estrutura bruta de fusão (30).

Figura 2.15 - Representação esquemática da microestrutura típica de uma amostra

de aço inoxidável dúplex laminado a quente (30).

Estudos realizados (46-49) mostraram que a austenita de Widmanstätten,

que se precipita nos aços inoxidáveis dúplex por transformação de fase no estado

sólido, obedece à relação de orientação Kurdjumov-Sachs e, portanto, é coerente

com a matriz ferrítica. Por exemplo, em um aço dúplex (22Cr-5,6Ni-3Mo-0,136N)

(46), com estrutura bruta de fusão, as direções [100]α e [111] são paralelas, e os γ

planos (011)α e (111)γ também são paralelos entre si, mostrando que a austenita é

coerente com a matriz. Processos de amaciamentos, como a recristalização,

causam a destruição da relação de orientação entre as fases. Também, a

deformação plástica produz uma perda progressiva dessa relação. Tais fatos

explicam por que, em amostras de aços dúplex trabalhados, a interface não é mais

coerente (47).

2.5.3.2 – Mecanismos de Amaciamento Dinâmicos nos Aços Inoxidáveis Dúplex

Devido às características próprias das fases presentes durante a

deformação a quente dos aços inoxidáveis dúplex, os mecanismos de endurecimento

e amaciamento atuam de forma diferente em cada uma das fases. Durante a

deformação a quente, a ferrita, que possui alta energia de falha de empilhamento, é

amaciada significativamente por recuperação em baixas deformações, conduzindo

rapidamente para uma subestrutura de subgrãos. Na austenita, que tem baixa

energia de falha de empilhamento, a região de encruamento é mais extensa, com

maior acúmulo de energia interna, tendendo a levar o material à recristalização

dinâmica (50,51). Quando as duas fases são deformadas conjuntamente, a

distribuição de deformação não é uniforme. Inicialmente, a deformação se concentra

na ferrita, que é a fase mais mole. No decorrer da deformação, os gradientes de

deformações internos decrescem em conseqüência das transferências de tensões e

de deformações da matriz para a austenita e da atuação de mecanismos de

amaciamento tais como a recuperação e recristalização dinâmicas e o deslizamento

de contornos de grãos (46).

A atuação dos mecanismos de amaciamento e a evolução microestrutural

durante a deformação a quente de aços inoxidáveis dúplex têm sido objeto de

pesquisas (46,47,52). Arboledas e col. (46) estudaram a evolução microestrutural

em amostras de um aço dúplex (25Cr-5Ni-3,6Mo-0,13N) deformadas por

compressão plana a 1200°C com ε =1 s• -1. Esses ensaios foram interrompidos com

=0,11; 0,35 e 1,75 e as amostras resfriadas bruscamente em água. Na deformação

de 0,11, a microestrutura consistia de subgrãos de ferrita formados na interface

ferrita/austenita, e austenita deformada. Na deformação de 0,35, a ferrita tinha uma

subestrutura de subgrãos bem definida, enquanto que a austenita consistia de

células e subgrãos. Com deformação de 1,75, a microestrutura observada era como

na deformação de 0,35; embora os grãos austeníticos estivessem alinhados com a

ε

direção de deformação.

Cizek e col. (52), trabalhando com um aço dúplex (21Cr-10Ni-3Mo),

investigaram os mecanismos de amaciamento que atuam na fase ferrítica.

Observaram que a subestrutura de discordâncias resultante em uma amostra

deformada até =1,3 a 1200°C consistia em uma rede complexa de subgrãos,

composta de uma mistura de paredes de alto e baixo ângulos, caracterizada por

uma desorientação angular que não excedia 20°. Os pesquisadores concluíram que

a ferrita, durante a deformação a quente, amacia por recuperação dinâmica

“estendida”, que é caracterizada por um aumento gradual na desorientação entre

subgrãos mais próximos. Por outro lado, observaram que austenita recristaliza-se

com formação de novos grãos dentro dos grãos antigos em deformações próximas

às correspondentes ao pico de tensões.

ε

Iza-Mendia e col. (47), trabalhando com a aço dúplex (23Cr-4,8Ni-1,3Mo-

0,095N), observaram em amostras deformadas a quente até =1,4 que a ferrita e a

austenita desenvolvem uma microestrutura heterogênea muito complexa. Em baixas

deformações, a heterogeneidade é maior na austenita, que desenvolve uma

estrutura celular, não sendo observados indicativos da recristalização dinâmica. A

ferrita mostra uma estrutura de subgrãos bem desenvolvida e recuperada. Segundo

os autores, a presença de cristais desorientados pode ser um indicativo de que

alguma recristalização dinâmica ocorre na ferrita, por rotação progressiva de

subgrãos. Em resumo, a ferrita desenvolve uma estrutura de subgrãos bem definida,

onde se nota que existe recuperação dinâmica, enquanto que a austenita recupera

pouco dinamicamente e desenvolve uma rede complexa de discordâncias na

estrutura deformada, não se recristalizando dinamicamente.

ε

2.5.3.3 - Formas da Curva de Escoamento Plástico

A literatura (46,47,52,53) mostra que a curva de escoamento plástico em

altas temperaturas dos aços inoxidáveis dúplex pode assumir diversas formas,

dependendo da composição química dos materiais e das condições de deformação.

Cizek e col. (52), realizando ensaios de torção em amostras de um aço dúplex

(21Cr-10Ni-3Mo-0,136N), obtiveram curvas de escoamento como mostradas na

figura 2.16. Esse experimento foi realizado a 1200°C com taxa de deformação de 0,7

s-1, e a microestrutura da amostra consistia de uma mistura de 40% de ferrita e 60%

de austenita. A curva de escoamento plástico obtida é caracterizada por uma tensão

de pico separando uma região de encruamento de uma região de amaciamento.

Segundo os autores, o decréscimo de tensão após o pico está associado ao

amaciamento proporcionado pela recristalização dinâmica da austenita.

0,0 0,3 0,6 0,9 1,2 1,50

10

20

30

40

50 T.E.=1200oC

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

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

3Mo) deformado a 1200°C e =0,7 s•ε -1 (52).

A figura 2.17 mostra curvas de escoamento plástico obtidas por Iza-

Mendia e col. (47) em amostras de um aço inoxidável dúplex (23Cr-4,8Ni-1,3Mo-

0,095N) com estruturas bruta de fusão e trabalhada. Os ensaios foram realizados

por torção a quente a 1000°C com taxa de deformação de 1 s-1. A fração volumétrica

de austenita era de 0,60 na amostra com estrutura bruta de fusão e 0,50 na amostra

com estrutura trabalhada. Embora a composição química das duas amostras fossem

as mesmas, as curvas de escoamento plástico têm formas distintas. Na amostra

com estrutura bruta de fusão, a tensão aumenta rapidamente com a deformação,

alcançando um pico em baixas deformações (ε =0,1) e decrescendo

monotonicamente em altas deformações. Para a amostra trabalhada, inicialmente

tem-se um encruamento parabólico, seguido de um estágio linear até alcançar o pico

de tensão, decrescendo continuamente até a fratura.

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

20

40

60

80

100

120

140

4

.

Amostras c/ E.B.F. c/ 60% de austenita Amostras c/ E.T. c/ 50% de austenita

T.E.=1000oC ε= 1s-1

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 2.17 - Curva de escoamento plástico obtida com ensaios de torção a quente

do aço inoxidável dúplex (23Cr-4,8Ni-1,3Mn-0,095N) ensaiado a

1000°C com ε =1 s• -1 (47).

Para analisar o comportamento mecânico do aço em estudo, os autores

aplicaram a regra das misturas aos seus resultados experimentais, utilizando-se a

expressão:

ααγγ σσσ ffduplex += (2.13)

Tomando como referência aços inoxidáveis austeníticos 304 (54) e ferríticos (55)

obtiveram as curvas mostradas na figura 2.18 para os valores das tensões de pico.

Claramente há um bom ajuste entre os resultados experimentais e calculados,

indicando que os valores da tensão de pico do aço dúplex são determinados pela

presença das duas fases.

Embora os valores da tensão de pico do aço dúplex sejam descritos pela

regra das misturas, o mesmo não se aplica a toda extensão das curvas de

escoamento plástico, como mostrado na figura 2.19. Em baixas deformações, a

tensão de escoamento da amostra com estrutura bruta de fusão é bem maior que os

valores calculados, que também são maiores que os valores medidos

experimentalmente na amostra trabalhada. Segundo os autores, a coerência entre

as partículas Widmanstätten de austenita aumenta a resistência da matriz, criando o

pico de tensões nas amostras com estrutura bruta de fusão, e a deformação

preferencial da ferrita faz com que a tensão de escoamento da amostra trabalhada

seja menor que os valores calculados pela regra das misturas.

γ

α

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

1,3Mn-0,095N) obtida por ensaio de torção a 1100°C e curva de tensão

de pico usando as leis das misturas com dados obtidos das curvas de

tensões de pico da ferrita e austenita da literatura (47).

0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,00

25

50

75

100

125

150

175

200 .T.E.=1100oCε=1 s-1

Aço Ferrítico Aço Austenítico Lei das Misturas c/ 40% de Austenita Lei das Misturas c/ 57% de Austenita Aço Duplex c/ E.B.F. c/ 57% de Austenita Aço Duplex c/ E.T. c/ 40% de Austenita

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 2.19 - Curvas de escoamento plástico de um aço dúplex com estrutura bruta

de fusão e trabalhada comparadas com as curvas do aço austenítico e

ferrítico e curvas calculadas usando as leis das misturas (47).

Arboledas e col. (46), ensaiando por compressão plana amostras com

estrutura bruta de fusão de um aço dúplex (22Cr-5,6Ni-3Mo-1,36N), obtiveram

curvas de escoamento plástico com e sem o pico de tensão, dependendo das

condições de deformações, como mostram as figuras 2.20 e 2.21. Segundo os

autores, essas diferenças podem ser associadas ao deslizamento dos contornos de

fases. Quando as amostras são ensaiadas com baixas taxas de deformações (figura

2.20), as partículas de austenita têm tempo suficiente de acomodar a deformação,

deslizando dentro da matriz ferrítica. Nesse caso, as partículas são submetidas a

baixas deformações e o comportamento mecânico do material é determinado pela

ferrita. Com altas taxas de deformações (figura 2.21), as transferências de

deformação e de tensão da ferrita para as partículas são maiores, sendo, então, a

austenita submetida a maiores deformações, vindo a recristalizar-se dinamicamente.

Como consequência, a curva de escoamento plástico apresenta um pico de tensão.

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

50

100

150

200Temperatura de Ensaio (oC) 1000 1100

Te

nsão

Ver

dade

ira (M

Pa)

Deformação Verdadeira

Figura 2.20 - Curvas escoamento plástico obtidas por ensaios de compressão plana

no aço dúplex (25Cr-5Ni-3Mo-0,13N) com estrutura bruta de fusão na

=0,1 s•ε -1 (46).

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

50

100

150

200

250

300Temperatura de Ensaio (oC) 1000 1100

Tens

ão V

erda

deira

(MPa

)

Deformação Verdadeira

Figura 2.21 - Curvas escoamento plástico obtidas por ensaios de compressão plana

no aço dúplex (25Cr-5Ni-3Mo-0,13N) com estrutura estrutura bruta de

fusão na ε = 10 s• -1 (46).

Curvas de escoamento com e sem picos de tensão, também, foram

encontradas em experimentos realizados no nosso laboratório, em amostras de um

aço inoxidável dúplex com alta razão cromo/níquel (56,57). Balancin e col. (53)

associam o pico de tensão à existência e perda de coerência entre as partículas de

austenita e matriz ferrítica. Uma tentativa em identificar a contribuição da coerência

das partículas na tensão de escoamento é mostrada na figura 2.22. A curva (a) foi

obtida experimentalmente a 1200°C, quando o material é essencialmente ferrítico. A

curva (b) foi deduzida da curva (a) corrigindo-se o efeito da temperatura, utilizando-

se a equação de Zenner-Hollomon. Esta curva é comparada com uma determinada

experimentalmente em amostras com fração volumétrica de 2% de austenita na

forma de partículas de Widmanstätten (curva (c)). Em grandes deformações, as duas

curvas são iguais, porém são bastantes diferentes em deformações menores que

1,3. Segundo os autores, o aumento da tensão de início de escoamento e de pico é

associado ao aumento da resistência do material devido à presença de partículas

coerentes. A queda após o pico é associada à perda gradual da coerência devido à

formação e desorientação de subgrãos durante a recristalização dinâmica

“contínua”.

0,0 0,8 1,6 2,4 3,2 4,00

20

40

60

80

100a) Aço Ferrítico c/ T.E.=1200oCc) Aço Dúplex c/ T.E.= 1000oCb) Aço Ferrítico c/ T.E.=1000oC

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação equivalente (εeq) Figura 2.22 - Influência das partículas coerentes de austenita sobre a curva de

escoamento plástico (53).

2.5.3.4 - Ductilidade a Quente dos Aços Inoxidáveis Dúplex

Trabalhos recentes (57,58) têm mostrado que a ductilidade a quente dos

aços inoxidáveis dúplex depende, além da composição química e das condições de

deformação, da proporção e distribuição das fases. A figura 2.23 mostra curvas da

variação da deformação na fratura e da proporção de austenita em função da

temperatura, obtidas com ensaios de torção em amostras de dois aços inoxidáveis

dúplex (57). Os aços dúplex em questão são bastante dúcteis em altas temperaturas

e a ductilidade decresce quando deformados em baixas temperaturas, enquanto que

a fração volumétrica da austenita aumenta com a diminuição da temperatura.

A alta ductilidade em temperaturas altas, em que a microestrutura tem

pequena proporção de austenita, pode estar associada à facilidade de ocorrência

dos processos de restauração dinâmicos como a recristalização dinâmica “contínua”

da matriz ferrítica (57). A recristalização dinâmica “contínua” foi observada também

em aço ferrítico (59) e ferro-α (60,61) após grandes deformações, com o surgimento

de novos grãos pelo crescimento e desorientação gradual de subgrãos. Por outro

lado, em baixas temperaturas, em que as amostras dos aços estudados têm média

ou alta proporção de austenita, observa-se que a ductilidade é baixa. Nessas

temperaturas, o aço é resistente e a falha depende da proporção e distribuição da

ferrita e da austenita. No aço dúplex (26Cr-5Ni-1,6Mo), onde existem partículas de

austenita distribuídas por toda a matriz ferrítica, após grande deformação, estas

partículas restringem a movimentação dos novos grãos recristalizados da matriz e

tem-se o início da falha pela formação de trincas nos contornos ferrita/austenita.

Para o aço dúplex [22,3Cr-6Ni-3Mo], a microestrutura é caracterizada por grande

proporção de austenita e existem camadas alternadas de austenita e ferrita. Durante

a deformação a quente, a ferrita que é a fase mais mole, se deforma, enquanto a

austenita, que é a fase mais dura, é submetida a deformações menores (56).

900 1000 1100 12000

10

20

30

40

50 Aço Dúplex (26,5Cr-5Ni) Aço Dúplex (22,3Cr-6Ni)

Def

orm

ação

na

Frat

ura

( εf)

Temperatura de Ensaio (oC)

0

10

20

30

40

50

Por

cent

agem

de

Aust

enita

(%)

% de austenita neste aço % de austenita neste aço

Figura 2.23 - Variação da ductilidade e da fração volumétrica de austenita com a

temperatura para dois aços inoxidáveis dúplex (57).

3 - Materiais e Métodos 3.1 - Materiais

Para a realização deste trabalho, foram utilizados (03) três tipos de aços

inoxidáveis dúplex com razões cromo/níquel equivalentes variando de 2,9 a 4,4. As

composições químicas (% em peso) desses aços, estão mostradas na tabela 3.1. Os

aços utilizados serão chamados no decorrer deste trabalho de aços inoxidáveis

dúplex D1, D2 e D3 e podem ser comparados com as composições dos aços

inoxidáveis dúplex cujas especificações são (30,62): DIN W. Nr. 1.4460, DIN W. Nr.

1.4462 e DIN W. Nr. 1.4463, respectivamente.

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

Aços Dúplex

C

Cr

Ni

Mo

Mn

Si

N

P

S

Fe

*Creq/Nieq

D1

0,044

26,5

4,88

1,63

0,65

0,40

0,04

0,031

0,02

Bal.

4,4

D2

0,033

22,21

5,58

3,03

1,80

0,48

Ñ.d.**

0,022

0,002

Bal.

3,5

D3

0,054

23,9

7,44

2,32

0,95

1,03

Ñ.d.

0,034

0,01

Bal.

2,9

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

**não determinada

O aço dúplex D1 foi fornecido pela Aços Villares S.A., sob a forma de

barras trefiladas com diâmetro de 12,7 mm, prontas para serem tratadas

termicamente e usinados os corpos de prova. O aço dúplex D2 foi fabricado pela

empresa ELETROMETAL S.A., na forma de barras cilíndricas forjadas com bitolas de

230 mm. As amostras do aço dúplex D3, elaboradas por KSB bombas hidráulicas

S.A., tinham a forma de barras de 100 mm de diâmetro por 300 mm de comprimento.

As barras dos aços dúplex D2 e D3 foram forjadas a quente na empresa SIFCO S.A.,

e depois laminadas no laboratório de tratamentos termomecânicos do DEMa-UFSCar

com a temperatura variando na faixa de 1200 a 1000°C.

3.2 - Tratamentos Térmicos

Para se obter uma larga variedade de microestruturas antes dos ensaios

de torção a quente, as amostras dos aços dúplex utilizados foram submetidas à

tratamentos térmicos em forno do tipo mufla. Esses tratamentos, consistiram no

aquecimento dessas amostras em temperaturas na faixa de 850 a 1400°C com

intervalos de 50°C entre tratamentos, mantidas nestas temperaturas por intervalo de

tempo de 1 hora, e em seguida resfriadas bruscamente em água.

3.3 - Laminação à Frio

Visando alterar a distribuição espacial (ou alinhamento) das partículas de

austenita presentes na matriz ferrítica, algumas amostras foram laminadas à frio

antes de serem submetidas aos ensaios de torção a quente. A laminação consistiu

na redução de 30% no diâmetro das barras.

3.4 - Geometria e Dimensões dos Corpos de Prova

Os corpos de prova foram usinados a partir das barras laminadas e

trefiladas, citadas anteriormente, com diâmetros úteis de 6 mm por 20 mm de

comprimentos, como apresentado na figura 3.1. Para fixarem-se nas garras da

máquina de ensaio de torção, uma das extremidades dos corpos de prova foi

rosqueada e a outra encaixada.

Figura 3.1 - Ilustração dos corpos de prova utilizados nos ensaios de torção a

quente.

3.5 - Ensaio de Torção a Quente

3.5.1 – Estado de Tensões

Existem vários ensaios de laboratórios adequados para o estudo da

trabalhabilidade a quente de materiais metálicos. De uma forma geral, um ensaio

para o estudo da trabalhabilidade a quente deve permitir a determinação da

resistência e da ductilidade sob condições de temperatura, deformação e taxa de

deformação similares às utilizadas em operações industriais. Além disso, deve

permitir a simulação dos ciclos intermitentes de deformação, características dos

processos industriais, e um resfriamento rápido da amostra em qualquer estágio da

deformação, a fim de que se possa acompanhar e estudar as mudanças

microestruturais ocorridas durante a deformação.

Dentre os vários métodos de laboratório que podem ser utilizados, o

ensaio de torção é um dos que apresenta as características básicas necessárias para

o estudo da trabalhabilidade a quente (1-4,63-64). Esse ensaio consiste na aplicação

de um esforço de rotação em uma das extremidades de um corpo de prova,

enquanto a outra extremidade permanece fixa.

O estado de tensão em uma amostra submetida a um esforço de torção

pode ser ilustrado como na figura 3.2, que representa as tensões em um ponto na

superfície da barra. Como pode ser observado na ilustração, a tensão cisalhante

máxima atua em dois planos mutuamente perpendiculares, ou seja, perpendicular e

paralelarmente ao eixo longitudinal da amostra. As tensões principais σ 1 e σ fazem

um ângulo de 45° com o eixo longitudinal e são iguais em magnitude às tensões

cisalhantes máximas. Onde, σ

3

1 é a tensão de tração e σ é a tensão compressiva de

igual valor. A tensão intermediária σ é zero.

3

2 Em metais dúcteis, a ruptura ocorre

por cisalhamento em um plano normal ao eixo longitudinal, onde a tensão cisalhante

é máxima. Em metais frágeis, a ruptura ocorre ao longo de um plano paralelo à

direção da tensão de tração máxima e a superfície de fratura tem a forma de uma

espiral (17).

Figura 3.2 - Representação do estado de tensões em uma amostra cilíndrica

submetida a um esforço de torção.

3.5.2 - Equipamento Utilizado

Os ensaios foram realizados utilizando-se uma máquina horizontal de

ensaios de torção a quente, figura 3.3, à qual está acoplado um microcomputador

por meio de interfaces que possibilitam a intercomunicação máquina-computador,

permitindo o controle do ensaio e a aquisição de dados.

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

Nessa máquina os esforços são aplicados às amostras por intermédio de

um motovariador com potência de 2 CV e velocidade de saída de 52 a 421 rpm. A

transmissão do movimento ao eixo torçor é realizada por polias sincronizadas, que

giram os corpos de prova com velocidades de 25 a 1000 rpm. As curvas tensão-

deformação equivalentes são calculadas a partir do momento torçor aplicado e do

ângulo de rotação. Utiliza-se para o cálculo da tensão e deformação equivalentes as

seguintes equações (7,65,66):

( nmπR

Μeq ++= 332

3σ ) (3.1)

LRθ

eqε3

= (3.2)

onde é o torque aplicado, θ o ângulo de rotação, e são o raio e o

comprimento útil do corpo de prova, respectivamente. Os coeficientes e

representam a sensibilidade do material às mudanças na taxa de deformação e na

deformação, respectivamente.

M R L

m n

O aquecimento das amostras é realizado por intermédio de um forno de

radiação infravermelho, como visto na figura 3.4, cuja potência máxima é de 6 kW

quando utilizadas 04 (quatro) lâmpadas halogênas de 1500 W cada. Nesse forno foi

adaptado um sistema de proteção contra a oxidação dos corpos de prova através de

um tubo de quartzo, por onde circula durante o ensaio a quente um fluxo de gás

argônio. Através desse tubo são realizadas os resfriamentos rápidos injetando-se

água fria imediatamente após o término da deformação. A leitura da temperatura

durante os ensaios é feita por um termopar aferido tipo K com cobertura em aço

inoxidável. Este termopar é inserido em um furo existente no ombro dos corpos de

prova. Com um controlador de temperatura da marca Gefran modelo 3300, faz-se

toda a programação, permitindo controlar a temperatura de ensaio, a taxa de

aquecimento e de resfriamento e o tempo de encharque.

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

de quartzo.

3.6 - Ensaios Realizados

Os testes mecânicos realizados neste trabalho foram isotérmicos em

temperaturas na faixa de 850 a 1250°C com intervalo entre ensaios de 50°C.

Visando deformar microestruturas diferentes em uma mesma temperatura, amostras

com diferentes tratamentos iniciais foram ensaiadas após reaquecimento em cada

uma das temperaturas de ensaio. A figura 3.5 representa esquematicamente a

sequência de operação utilizada. A etapa 1

.

t6t3

etapaetapaetapa

ε

t.t.

T.T. ε

321

Tx.Aq.

t.e.

T.E.

t4 t5t2t1

T0

Tem

pera

tura

tempo

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

Tratamentos térmicos iniciais. Etapa 2- Laminação a frio. Etapa 3-

Ensaios de torção.

representa o tratamento térmico inicial, a etapa 2 a laminação a frio e a etapa 3 o

ensaio de torção a quente propriamente dito.

Os valores dos parâmetros de ensaio impostos nas várias etapas dos

experimentos realizados estão descritos na tabela 3.2.

Tabela 3.2 - Valores dos parâmetros dos ensaios

1. Tratamentos térmicos - Temperatura de tratamento (T.T.): 850, 900,

950, 1000, 1050, 1100, 1150, 1200, 1250 1350

e 1400°C.

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

2. Laminação a frio com

redução de 30%

- Sim

- Não

3. Ensaios de torção - Taxa de aquecimento (Tx.Aq.): 10°C/s

- Tempo de espera (t.e.): 30, 60, 300, 600 e 1200

segundos .

- Taxa de deformação (ε ): 0,3; 0,5; 1; 3 e 5 s• -1.

Vale enfatizar que a maioria dos experimentos foram realizados sem a

etapa de laminação a frio, e com ensaios mecânicos até a fratura com taxa de

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

3.7 - Microscopia Ótica e de Varredura

Para acompanhar a evolução microestrutural, amostras foram observadas

em várias etapas dos experimentos. Foram observadas as microestruturas após os

tratamentos térmicos iniciais. Antes, durante e após os testes de torção a quente.

Durante os ensaios de torção, acompanhamento da evolução microestrutural foi

realizado utilizando-se de ensaios interrompidos. Nestes experimentos foram

observadas, além da superfície deformada, a evolução microestrutural nas seções

longitudinal e radial dos corpos de prova, como indicado na figura 3.6. Nesta figura a

região 1 representa a superfície deformada, a região 2 a seção radial e a região 3 a

seção longitudinal dos corpos de prova.

A preparação das amostras para observações microestruturais envolveu o

embutimento, lixamento, polimento e ataque. As amostras foram embutidas em

baquelite, lixadas com lixas cuja sequência em granulometria foi a seguinte: 240,

320, 400, 600, 800, 1500 e 2000 mesh. Em seguida foram polidas em feltro com

óxido de cromo. Após o polimento as amostras foram atacadas em um banho

composto de 2,4 g de bifluoreto de amônia, 40 ml de água destilada, 20 ml de ácido

clorídrico e 0,6 g de bissulfito de potássio com um tempo de ataque que variou de 5

a 20 segundos.

Para a realização das fotos, capturas e análise de imagem foi utilizado um

equipamento OPTOMAX V IMAGE ANALYSER composto de um sistema de imagem

que consistiu de um microcomputador e de dois microscópios óticos com saídas

para a câmera de vídeo e para câmera fotográfica. Apesar dos sistemas estarem

interconectados, trabalhavam independentemente. Para a captura das imagens

digitalizadas, quantificação das fases ferrita e austenita e tamanho de grãos

ferríticos, o computador era equipado com um programa de imagem compatível com

o sistema Windows chamado Image-ProPlus e Materials Pro. Para a determinação

do tamanho de grão ferrítico foi utilizado, também, o método dos interceptos de

acordo com a norma ASTM 112, com limites superior e inferior dentro da faixa de 95

% de confiabilidade (68).

A microscopia eletrônica de varredura foi utilizada para observar trincas

próximas a região de fratura dos corpos de prova. O equipamento utilizado foi um

microscópio eletrônico de varredura marca CARL ZEISS modelo DSM 940 A.

2

1 3

Figura 3.6 - Indicação das regiões dos corpos de prova de onde foram retiradas

amostras para observações microestruturais.

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

Nas figuras 4.1(a-j), apresentam-se microestruturas de amostras do aço

dúplex D1 resfriadas bruscamente em água após tratamento térmico por 1 hora, nas

temperaturas de 850, 900, 950, 1000, 1050, 1100, 1150, 1200, 1250 e 1350°C.

Observam-se, nas micrografias das figuras 4.1(a-c), grandes quantidades da fase

austenítica (~55 a 20%) sob a forma de uma rede complexa em torno dos grãos

ferríticos, nas temperaturas de 850, 900 e 950°C, respectivamente. Nas

temperaturas de tratamento térmico de 1000, 1050 e 1100°C, com proporções de

austenita na faixa de 14 a 5%, como mostrados nas figuras 4.1(d-f) e dispostos na

tabela 4.1, vê-se uma camada fina de austenita nos contornos de grãos e partículas

da mesma distribuídas dentro da ferrita. Nesse caso, pode-se notar grãos pequenos

e outros em crescimento numa mesma amostra, com os tamanhos médios variando

na faixa de 23 a 45 µm, como disposto na tabela 4.2. Em temperaturas acima de

1100°C, foi observada pequena quantidade de austenita (~2 a menos de 1%) com

grãos ferríticos equiaxiais com tamanhos médios variando na faixa de 83 a 400 µm,

como apresentados nas tabelas 4.1 e 4.2 e observados nas figuras 4.1(g-j).

Nas figuras 4.2 e 4.3 se mostram, através de gráficos, a evolução

microestrutural desse aço com os tratamentos térmicos impostos. A figura 4.2

apresenta as variações das proporções das fases austenítica e ferrítica, e a figura

4.3, a variação do tamanho médio dos grãos ferríticos em função da temperatura de

tratamento térmico. Nota-se uma diminuição significativa da proporção de austenita

conforme a temperatura aumenta a partir de 1100°C e, numa relação inversa, tem-

se um aumento significativo do tamanho de grão ferrítico.

30µm

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

850°C por 1 hora.

30µm

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

900°C por 1 hora.

30µm

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

950°C por 1 hora.

30µm

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

1000°C por 1 hora.

30µm

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

1050°C por 1 hora.

30µm

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

1100°C por 1 hora.

30µm

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

1150°C por 1 hora.

60µm

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

1200°C por 1 hora.

120µm

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

1250°C por 1 hora.

120µm

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

1350°C por 1 hora.

Tabela 4.1 - Proporção da fase austenítica no aço dúplex D1 após tratamentos térmicos iniciais.

Tratamento térmico(°C/1h) Proporção da austenita (%)

850 55,9±2,7

900 38,8±1,9

950 19,9±1,0

1000 14,3±0,7

1050 9,4±0,5

1100 5,2±0,2

1150 2,4±0,1

1200 1,3±0,07

1250 < 1

Tabela 4.2 - Tamanho de grãos ferríticos no aço dúplex D1 após tratamentos térmicos iniciais.

Tratamento térmico (°C/1h) Tamanho de grão ferrítico (µm)

1000 23,4±1,2

1050 28,1±1,4

1100 45,5±2,2

1150 83,7±4,2

1200 132,0±6,6

1250 295,0±14,7

1350 > 400

850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200 12500

10

20

30

40

50

60

70

80

90

100

<1% - 1250oC

55% - 850oC

Austenita Ferrita

Prop

orçã

o de

Fas

e (%

)

Temperatura de Tratamento (oC/1h)

>99% - 1250oC

45% - 850oC

Figura 4.2 - Variações das proporções das fases austenítica e ferrítica no aço

dúplex D1 em função da temperatura do tratamento térmico inicial.

1000 1050 1100 1150 1200 1250 1300 1350 14000

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500>400µm - 1350oC

23µm - 1000oC

Grão Ferrítico

Tam

anho

de

Grã

o ( µ

m)

Temperatura de Tratamento (oC/1h)

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

função da temperatura do tratamento térmico inicial.

4.1.2 - Curvas de Escoamento Plástico

A seguir, serão apresentados os resultados de ensaios mecânicos

realizados em amostras que foram inicialmente tratadas termicamente por 1 hora e

não submetidas à etapa de laminação a frio. Os resultados estão na forma de curvas

tensão versus deformação equivalentes e foram obtidos a temperaturas constantes

em ensaios com deformação contínua até a fratura das amostras, com exceção das

amostras que apresentaram alta ductilidade, cujos ensaios foram interrompidos com

deformação equivalente de 10,0.

As curvas de escoamento plástico mostradas nas figuras 4.4(a-e)

representam ensaios realizados com temperaturas no intervalo entre 850 e 1200°C

em amostras tratadas termicamente a 1000, 1100, 1250, 1350 e 1400°C,

respectivamente. A figura 4.4(f) representa ensaios realizados em temperaturas

iguais às utilizadas nos tratamentos térmicos iniciais. Vale salientar que esses

últimos ensaios equivalem aos realizados após aquecimento até a temperatura de

ensaios com tempo de espera de 1 hora.

De uma forma geral, nota-se nestas curvas que a tensão aumenta com a

deformação imposta até atingir um máximo, decrescendo em seguida e podendo ou

não alcançar o estado estacionário. Este comportamento é típico de materiais

metálicos, onde as curvas apresentam uma região de encruamento seguida de um

amaciamento após um pico de tensão. Observa-se nestas curvas de escoamento

que as mesmas assumem duas formas distintas. Uma das formas torna-se visível

quando o aço é deformado em altas temperaturas e as curvas de escoamento

plástico assumem formas similares às de materiais que amaciam extensamente por

recuperação dinâmica ou por recristalização dinâmica “contínua”. Por outro lado,

quando o aço dúplex D1 é deformado em baixas temperaturas, tem-se um

encruamento rápido até a tensão de pico, seguido de uma região extensa de

amaciamento. Observa-se, também, que a queda no nível de tensão nas curvas de

escoamento é maior e mais extenso após a deformação de pico do que o aumento

do mesmo antes do pico, quando o material é encruado.

0 1 2 3 4 50

20

40

60

80

100

120

140

160 Temperatura de Ensaio (oC) 850 900 950 1000 1050 1100

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq)

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

por 1 h e deformado com ε =1 s• -1, Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

0 1 2 3 4 5 6 7 8 90

20

40

60

80

100

120

140

160Temperatura de Ensaio (oC)

850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.4(b) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D1 com T.T.=1100°C

por 1 h e deformado com ε =1 s• -1, Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

0 1 2 30

20

40

60

80

100

120

140

4

Temperatura de Ensaio (oC) 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.4(c) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D1 com T.T.=1250°C

por 1 h e deformado com ε =1 s• -1, Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

0 1 2 3 4 5 6 70

20

40

60

80

100

120

140Temperatura de Ensaio (oC)

850 900 950 1000 1050 1100

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

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

por 1 h e deformado com ε =1 s• -1, Tx.Aq.=10°C/s e t.e.= 30 s.

0 1 2 3 4 50

20

40

60

80

100

120

140

160 Temperatura de Ensaio (oC) 850 900 950 1000 1050 1100

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.4(e) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D1 com T.T.=1400°C

por 1 h e deformado com ε =1 s• -1, Tx.Aq.=10°C/s e t.e.= 30 s.

0 1 2 30

40

80

120

160

200

240

4

Temperatura de Ensaio (oC) 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.4(f) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D1 com T.T.=T.E..

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

Para facilitar a interpretação dos resultados obtidos, os valores das

tensões de pico e das quantidades de deformação na fratura dos gráficos das figuras

4.4(a-f) são apresentados nas tabelas 4.3 e 4.4 e nos gráficos das figuras 4.5 e 4.6

em função das temperaturas de ensaio. De uma forma geral, a deformação na

fratura ou a ductilidade a quente diminui quando a temperatura de ensaio decresce,

enquanto que a tensão de pico ou a resistência mecânica máxima a quente aumenta.

Pode-se ver na figura 4.6 que, em baixas temperaturas de ensaio, a ductilidade é

sensível à temperatura do tratamento térmico feito inicialmente. Para ensaios

realizados a 850°C, tem-se uma deformação na fratura de 0,67 para a amostra

tratada a 850°C e deformação na fratura de 3,5 para a amostra tratada a 1100°C. O

mesmo ocorre no caso da tensão de pico, como está na figura 4.5, onde é registrada

uma tensão de 130 MPa para a amostra tratada em 1350°C, e 214 MPa para a

amostra tratada em 850°C, ambas deformadas a 850°C. Por outro lado, em altas

temperaturas de ensaios (acima de 1000°C), tanto a ductilidade a quente quanto a

resistência mecânica são poucos sensíveis às temperaturas dos tratamentos

térmicos iniciais.

Tabela 4.3 - Valores da tensão de pico (MPa) do aço dúplex D1 obtidos das curvas

de escoamento plástico das figuras 4.4(a-f).

Temperatura de tratamento (°C/1h) T.E.(°C)

1000 1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E.

850 154,45 146,36 128,9 130,86 156,0 213,99 900 119,89 113,76 123,96 108,09 120,97 145,05 950 106,36 94,62 102,70 100,31 97,86 106,99 1000 79,20 69,25 72,84 72,71 77,42 79,20 1050 59,94 57,87 57,91 62,04 63,30 55,80 1100 47,50 36,9 42,50 49,94 47,50 36,9 1150 Ñ.ens.* 35,50 28,04 Ñ.ens. Ñ.ens. 34,80 1200 Ñ.ens. 33,04 23,93 Ñ.ens. Ñ.ens. 27,90

*não ensaiado

Tabela 4.4 - Valores da deformação na fratura do aço dúplex D1 obtidos das curvas

de escoamento plástico das figuras 4.4(a-f).

Temperatura de tratamento (°C/1h) T.E.(°C)

1000 1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E.

850 2,11 3,5 1,08 1,24 0,92 0,67 900 2,76 7,0 1,97 1,42 1,86 1,49 950 4,07 8,51 2,68 2,70 2,58 2,5 1000 10 10 10 6,03 4,02 10 1050 10 10 10 10 10 10 1100 10 10 10 10 10 10 1150 Ñ.ens. 10 10 Ñ.ens. Ñ.ens. 10 1200 Ñ.ens. 10 10 Ñ.ens. Ñ.ens. 10

800 900 1000 1100 12000

40

80

120

160

200

240

Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1000 1100 1250 1350 1400 T.T=T.E.

Tens

ão d

e Pi

co (M

Pa)

Temperatura de Ensaio (oC) Figura 4.5 - Curvas da variação da tensão de pico do aço dúplex D1 em função da

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

800 900 1000 1100 12000

2

4

6

8

10

0

2

4

6

8

10

Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1000 1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E.

Def

orm

ação

na

Frat

ura

( εf)

Temperatura de Ensaio (oC)

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

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

t.e.=30 s.

Com o intuito de melhor visualizar os efeitos dos tratamentos

térmicos iniciais nas curvas de escoamento plástico, os dados apresentados

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

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

tratamento térmico. Essas figuras confirmam as observações feitas

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

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

baixas temperaturas de ensaios, ela depende fortemente dos tratamentos

térmicos iniciais, ou mais apropriadamente da microestrutura apresentada

durante a deformação.

800 900 1000 1100 1200 1300 1400

40

80

120

160

200

240

280

Temperatura de Ensaio (oC) 850 900 950 1000 1050 1100

Tens

ão d

e Pi

co (M

Pa)

Temperatura de Tratamento (oC) Figura 4.7 - Curvas da variação da tensão de pico do aço dúplex D1 em função da

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

800 900 1000 1100 1200 1300 14000

2

4

6

8

10

12

0

2

4

6

8

10

12Temperatura de Ensaio (oC) 850 900 950 1000 1050 1100

Def

orm

ação

na

Frat

ura

( εf)

Temperatura de Tratamento (oC)

Figura 4.8 - Curvas da variação da ductilidade a quente do aço dúplex D1 em função

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

4.1.3 - Microestruturas Após a Deformação a Quente

Em altas temperaturas (acima de 1000°C), como mostra a figura 4.8, este

material exibe grande ductilidade, independentemente da temperatura de tratamento

térmico. A figura 4.9(a) apresenta a foto da microestrutura de uma amostra

deformada a 1100°C e que foi tratada termicamente em 1000°C por 1 hora.

Observa-se, nesta figura, que a quantidade de austenita é muito pequena e a

microestrutura é formada quase que totalmente de grãos ferríticos com tamanho

médio em torno de 26 µm. Na figura 4.9(b) apresenta-se uma foto da microestrutura

de uma amostra deformada também em 1100°C, só que tratada termicamente a

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

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

essencialmente ferrítica.

Quando esse aço é deformado em baixas temperaturas (menores que

1000°C), a ductilidade é baixa em amostras cujo tratamento térmico foi realizado em

temperaturas menores que 1000°C e maiores que 1250°C, apresentando uma faixa

de temperaturas de tratamento que vai de 1000°C a 1200°C em que se tem um pico

de ductilidade. Para visualizar o efeito do tratamento térmico inicial na ductilidade em

baixas temperaturas, observou-se o comportamento microestrutural de amostras

deformadas a 900°C após diversas temperaturas de tratamento térmico. Em uma

amostra tratada a 900°C, nota-se uma grande quantidade de austenita, em torno de

40%, e a presença da fase sigma na microestrutura deformada a quente, como pode

ser visto na figura 4.10(a). A microestrutura, depois de tratada em 1000°C por 1 hora

e deformada a quente até a fratura em 900°C, com proporção de fase austenítica em

torno de 23% e tamanho de grãos ferríticos de 5 µm, aparece na figura 4.10(b). A

figura 4.10(c) apresenta a microestrutura de uma amostra que foi deformada após

tratamento térmico a 1100°C por 1 hora com tamanho de grãos ferríticos de 7,5 µm

e proporção de austenita em torno de 8%. A microestrutura de uma amostra

deformada após tratamento térmico a 1250°C por 1 hora com tamanho de grãos

ferríticos de 8,4 µm e proporção de austenita de 6% apresenta-se na figura 4.10(d).

A microestrutura da amostra tratada a 1350°C por 1 hora e deformada a 900°C

aparece na figura 4.10(e), onde se pode notar que os antigos grãos ferríticos estão

deformados e a proporção da austenita está em torno de 5%. Nota-se na figura

4.10(f) a presença da austenita nos contornos dos grãos ferríticos na microestrutura

de uma amostra tratada a 1400°C por 1 hora e deformada a 900°C.

30µm

Figura 4.9(a) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1000°C por 1 h e

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

60µm

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

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

10µm

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

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

30µm

Figura 4.10(b) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1000°C por 1 h e

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

30µm

Figura 4.10(c) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1100°C por 1 h e

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

30µm

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

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

30µm

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

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

10µm

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

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

Tabela 4.5 - Tamanho médio dos grãos ferríticos e proporção de austenita do aço

dúplex D1 em amostras deformadas a 900°C.

Temperatura de tratamento

(°C/1h)

Tamanho de grãos ferrítico (µm)

Proporção de austenita (%)

900 Não medido 41,6±2,1 1000 5,1±0,2 23,4±1,2 1100 7,5±0,3 8,0±0,4 1250 8,4±0,4 6,3±0,3 1350 Não medido 5,12±0,2 1400 Não medido 5,20±0,2

4.1.4 - Efeito do Tempo de Espera nas Curvas de Escoamento Plástico

Neste conjunto de experimentos, foram realizados ensaios de torção a

quente variando o tempo de espera antes do início da deformação de 30, 60, 300 e

600 segundos em um conjunto de amostras que foram tratadas termicamente a

1100°C por 1 hora e deformadas a 1000°C. O comportamento mecânico, tanto no

que se refere à ductilidade quanto à resistência mecânica, foi o mesmo nos tempos

de 60, 300 e 600 segundos, como pode ser observado na figura 4.11(a). Com um

conjunto de amostras, também tratadas a 1100°C por 1 hora, foram realizados

ensaios na temperatura de 900°C com tempos de espera de 30 , 60, 300, e 600

segundos. Agora, como pode ser visto na figura 4.11(b), o aço teve comportamento

diferente nos tempos de esperas utilizados, tanto no que se refere às tensões

quanto às deformações equivalentes. A figura 4.12(a) mostra a microestrutura

apresentada por uma amostra no instante que iria iniciar-se o ensaio de torção

propriamente dito. Essa amostra foi tratada a 1100°C por 1 hora e reaquecida até a

temperatura de ensaio de 900°C por 30 segundos e contém uma proporção de

austenita em torno de 8%. Nas figuras 4.12(b-d) estão mostradas microestruturas

deformadas como descrito anteriormente, nos tempos de esperas de 60, 300, e 600

segundos, com proporção de austenita em torno de 9, 13 e 22% respectivamente.

Os gráficos da figura 4.13 exibem curvas de escoamentos plásticos

obtidas em ensaios realizados à mesma temperatura que anteriormente, 900°C, e

variadas as temperaturas de tratamentos e tempos de esperas. O comportamento

mecânico dessas amostras é alterado, tanto no que se refere à deformação na

fratura, que decresce conforme a temperatura de tratamento diminui e o tempo de

espera aumenta, quanto à tensão de pico, que decresce com o aumento da

temperatura de tratamento e com o decréscimo do tempo de espera.

0 1 2 3 4 5 6 7 8 90

20

40

60

80

100Tempo de Espera (s) 30 60 300 600

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

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

por 1 h e deformado na T.E.=1000°C com ε =1 s• -1 e

Tx.Aq.=10°C/s.

0 1 2 3 4 5 60

20

40

60

80

100

120

140 Tempo de Espera (s) 30 60 300 600

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

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

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

Tx.Aq.=10°C/s.

30µm

Figura 4.12(a) - Microestrutura do aço dúplex D1 antes do ensaio de torção a

quente. T.T.=1100°C por 1 h e reaquecida a 900°C por 30 s.

10µm

Figura 4.12(b) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1100°C por 1 h e

deformada na T.E.=900°C com ε =1 s• -1, Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=60 s.

10µm

Figura 4.12(c) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1100°C por 1 h e

deformada na T.E.=900°C com ε =1 s• -1, Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=300 s.

10µm

Figura 4.12(d) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1100°C por 1 h e

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

0 1 2 3 4 5 60

25

50

75

100

125

150 T.T. (oC/1h) t.e. (s)

1100 30 1100 60 1100 600 1000 30 900 30

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.13 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D1 deformado na

T.E.=900°C com ε =1 s• -1 e Tx.Aq.=10°C/s.

4.1.5 - Evolução Microestrutural Durante a Deformação a 1100°C

Foram realizados ensaios isotérmicos interrompidos a 1100°C com taxa

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

1250°C por 1 hora. Nesses experimentos, as amostras foram reaquecidas até a

temperatura de ensaio e deformadas até a deformação equivalente de 0,8 e 3,0 e,

em seguida, resfriadas bruscamente em água. A figura 4.14 mostra a curva de

escoamento plástico obtida, e indica os instantes em que os dois ensaios foram

interrompidos. Nas figuras 4.15(a-b), podem-se ver as microestruturas observadas.

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,520

25

30

35

40

45

50

εeq= 3,0εeq= 0,8

T.T. (oC/1h) T.E. (oC) 1250 1100

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.14 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D1 com T.T.

=1250°C por 1 h e deformado na T.E.=1100°C com ε =1 s• -1.

30µm

Figura 4.15(a) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1250°C por 1 h e

deformada na T.E.=1100°C com =1 s•ε -1 e ε =0,8. eq

30µm

Figura 4.15(b) - Microestrutura do aço dúplex D1 com T.T.=1250°C por 1 h e

deformada na T.E.=1100°C com =1 s•ε -1 e ε =3,0. eq

4.2 - Comportamento Mecânico e Microestrutural do Aço Dúplex D2

4.2.1 - Microestruturas Após Tratamentos Térmicos Iniciais

As figuras 4.16(a-f) apresentam as microestruturas de amostras do aço

dúplex D2 tratadas termicamente por 1 hora em 1100, 1150, 1200, 1250, 1350 e

1400°C, respectivamente. Comparando essas microestruturas, observa-se que os

tamanhos médios dos grãos austeníticos e ferríticos crescem com o aumento da

temperatura, enquanto que a fração volumétrica da fase austenítica comporta-se de

forma inversa. Esta é em torno de 53% na amostra tratada a 1100°C por 1 hora e

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

(ver tabela 4.6). Embora a proporção de austenita decresça com a temperatura

(figura 4.17), vale salientar que, nesse aço, não ocorre a dissolução completa dessa

fase em nenhuma condição imposta neste trabalho.

30µm

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

1100°C por 1 hora.

30µm

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

1150°C por 1 hora.

30µm

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

1200°C por 1 hora.

30µm

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

1250°C por 1 hora.

30µm

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

1350°C por 1 hora.

30µm

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

1400°C por 1 hora.

Tabela 4.6 - Frações volumétricas das fases austenítica e ferrítica no aço dúplex D2

após tratamentos térmicos iniciais.

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

1100 53,3±2,6

1150 46,5±2,3

1200 41,4±2,0

1250 39,6±1,9

1350 38,7±1,9

1400 35,8±1,7

1100 1200 1300 14000

20

40

60

80

100

0

20

40

60

80

100

Austenita Ferrita

Prop

orçã

o de

Fas

e (%

)

Temperatura de Tratamento (oC) Figura 4.17 - Variações das proporções das fases austenítica e ferrítica do aço

dúplex D2 em função da temperatura de tratamento térmico inicial.

4.2.2 - Curvas de Escoamento Plástico

A seguir, serão apresentados os resultados de ensaios de torção a quente

realizados em amostras que foram inicialmente tratadas termicamente por 1 hora e

não submetidas à etapa de laminação a frio. As curvas de escoamento plástico das

figuras 4.18(a-h) representam ensaios realizados com temperaturas no intervalo

entre 850 e 1200°C em amostras tratadas termicamente a 1100, 1250, 1350 e

1400°C. A figura 4.19 representa ensaios realizados em temperaturas iguais às

utilizadas nos tratamentos térmicos anteriores. Vale salientar que esses últimos

ensaios equivalem aos realizados após aquecimento até a temperatura de

deformação com tempo de espera de 1 hora. De uma forma geral, as curvas obtidas

são caracterizadas por um aumento da tensão, na região de encruamento, até

atingir um pico, seguida de uma região onde a tensão decresce até o ponto onde o

material falha.

Nas figuras 4.18(a-c), onde as temperaturas de ensaios foram 850, 900 e

950°C, respectivamente, nota-se que as curvas de escoamento plástico assumem

uma forma suave no decorrer da deformação a quente com diferenças relativamente

pequenas entre os valores da tensão de início de escoamento plástico e a tensão de

pico. Por outro lado, nas curvas das figuras 4.18(f-h), onde as temperaturas de

ensaios foram maiores, nota-se que o formato das curvas de escoamento plástico é

alterado; a diferença entre os valores da tensão de início de escoamento e a tensão

de pico é maior e as curvas assumem uma forma que realça o pico de tensões.

Para facilitar a interpretação dos resultados obtidos, os valores da tensão

de início de escoamento plástico, da tensão de pico, da deformação de pico e da

quantidade de deformação na fratura medidos nas curvas de escoamento plástico

das figuras 4.18(a-h) e 4.19 são apresentados em forma de tabelas (tabelas 4.7 a

4.10) e em forma de gráficos (figuras 4.20(a) a 4.23(b)), em função das temperaturas

do tratamento térmico inicial e da temperatura de ensaio.

Nas figuras 4.20(a-b), pode-se ver como a tensão de início de

escoamento varia em função da temperatura de ensaio e em função da temperatura

de tratamento. A primeira figura mostra que a tensão de início de escoamento

decresce continuamente com o aumento da temperatura de ensaio e a segunda,

que em baixas temperaturas de ensaios, existe uma tendência para o decréscimo da

tensão de início de escoamento da maior para a menor temperatura de tratamento

térmico inicial. O mesmo comportamento é observado na variação da tensão de pico

em função da temperatura de ensaio. Em função da temperatura de tratamento

térmico inicial, existe um comportamento inverso da tensão de pico se comparado

com a tensão de início de escoamento. Existe uma tendência de decréscimo da

tensão de pico da menor para a maior temperatura de tratamento térmico inicial,

como pode ser visto nas figuras 4.21(a-b). Observa-se, também, que as tensões de

início de escoamento e de pico assumem valores significativamente maiores quando

os ensaios são realizados em aquecimento (T.T.=T.E.) nas temperaturas menores

(850 a 1000°C).

Nas curvas mostradas nas figuras 4.22(a-b), observa-se que a

deformação de pico aumenta com o aumento da temperatura de ensaio. Os gráficos

das figuras 4.23(a-b) mostram a dependência da ductilidade a quente com a

temperatura de ensaio e a temperatura de tratamento térmico, respectivamente.

Variando a temperatura de ensaio, vê-se na figura 4.23(a) que a ductilidade a quente

desse aço apresenta dois comportamentos distintos. Nos ensaios realizados nas

temperaturas mais baixas (850 a 1100°C), a quantidade de deformação que o

material suporta sem falhar é baixa e pouco sensível à temperatura de ensaio.

Conforme a temperatura de ensaio é aumentada (acima de 1100°C), a ductilidade

aumenta significativamente.

0,0 0,5 1,0 1,5 2,00

50

100

150

200

250

300

350Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

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

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

0,0 0,4 0,8 1,2 1,60

50

100

150

200

250 Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.18(b) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 deformado na

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

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

50

100

150

200

250Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

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

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

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

50

100

150

200Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

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

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

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,50

20

40

60

80

100

120

140

160Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.18(e) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 deformado na

T.E.=1050°C com ε =1 s• -1 , Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,00

20

40

60

80

100

120Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.18(f) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 deformado na

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

0 1 2 3 40

20

40

60

80Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

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

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

0 1 2 3 4 50

10

20

30

40

50

60

70Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

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

T.E.=1200°C com ε =1 s• -1, Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,50

50

100

150

200

250

300

350

400 Temperatura de Ensaio (oC) 850 900 950 1000 1050 1150 1200

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.19 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 deformado em

temperaturas iguais às de tratamento térmico (T.T.=T.E.) com =1 s•ε -1,

Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

Tabela 4.7 - Valores da tensão de início de escoamento (MPa) do aço dúplex D2

obtidos das curvas de escoamento plástico apresentadas nas figuras

4.18(a-h) e 4.19.

Temperatura de tratamento (°C/1h) T.E. (°C)

1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E. 850 185,2 199,7 176,7 193,6 310,28

900 120,1 167,77 165,4 170,5 267,18

950 117,3 131,88 135,1 162,6 202,42

1000 83,29 88,2 98,39 108,3 110,8

1050 61,3 71,61 85,2 100,4 66,19

1100 55,19 49,43 54 52,45 55,19

1150 37,75 39,61 45,47 52,45 33,93

1200 30,98 34,8 31,3 36,31 23,86

Tabela 4.8 - Valores da tensão de pico (MPa) do aço dúplex D2 obtidos das curvas

de escoamento plástico das figuras 4.18(a-h) e 4.19.

Temperatura de tratamento (°C/1h) T.E. (°C)

1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E. 850 262,43 271,21 239,10 233,09 381,52

900 226,03 212,97 201,74 193,36 289,96

950 187,14 174,04 177,07 172,72 240,56

1000 152,92 154,40 140,91 136,41 180,84

1050 125,95 128,01 111,27 123,13 130,39

1100 100,56 99,18 91,40 88,30 100,56

1150 79,40 77,70 70,92 68,12 76,90

1200 63,03 60,10 52,76 58,97 55,21

Tabela 4.9 - Valores da deformação de pico do aço dúplex D2 obtidos das curvas de

escoamento plástico apresentados nas figuras 4.18(a-h) e 4.19.

Temperatura de tratamento (°C/1h) T.E. (°C)

1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E. 850 0,482 0,393 0,187 0,392 0,212

900 0,577 0,49 0,35 0,35 0,256

950 0,524 0,573 0,464 0,261 0,421

1000 0,446 0,66 0,428 0,423 0,690

1050 0,596 0,687 0,501 0,602 0,615

1100 0,495 0,626 0,388 0,532 0,495

1150 0,665 0,684 0,506 0,63 0,778

1200 0,665 0,742 0,634 0,713 0,697

Tabela 4.10 - Valores da deformação na fratura do aço dúplex D2 obtidos das curvas

de escoamento plástico apresentadas nas figuras 4.18(a-h) e 4.19.

Temperatura de tratamento (°C/1h) T.E. (°C)

1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E. 850 1,0 1,1 0,56 1,45 0,76

900 0,9 1,2 1,0 1,1 0,9

950 0,85 1,2 1,2 1,2 1,0

1000 0,8 1,2 1,4 1,3 1,3

1050 1,1 1,6 1,5 2,0 1,2

1100 1,0 1,4 1,5 2,3 1,0

1150 2,6 2,4 3,2 3,6 3,0

1200 3,4 2,7 4,8 3,8 3,8

800 900 1000 1100 12000

50

100

150

200

250

300

350

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

Tens

ão In

ício

de

Esco

amen

to (M

Pa)

Temperatura de Ensaio (oC)

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

D2 em função da temperatura de ensaio com ε =1 s• -1,

Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

900 1000 1100 1200 1300 14000

50

100

150

200

250Temperatura de Ensaio (oC) 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

Tens

ão In

ício

de

Esco

amen

to (M

Pa)

Temperatura de Tratamento (oC)

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

D2 em função da temperatura de tratamento térmico com =1 s•ε -1,

Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

800 900 1000 1100 1200

50

100

150

200

250

300

350

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

Tens

ão d

e Pi

co (M

Pa)

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

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

900 1000 1100 1200 1300 14000

50

100

150

200

250

300

350

Temperatura de Ensaio (oC) 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

Tens

ão d

e Pi

co (M

Pa)

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

função da temperatura de tratamento térmico com ε =1 s• -1,

Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

800 900 1000 1100 1200

0,2

0,4

0,6

0,8

0,2

0,4

0,6

0,8

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

Def

orm

ação

de

Pico

( εp)

Temperatura de Ensaio (oC)

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

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

1000 1100 1200 1300 14000,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,0

0,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,0

Temperatura de Ensaio (oC) 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

Def

orm

ação

de

Pico

(εp)

Temperatura de Tratamento (oC)

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

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

t.e.=30 s.

800 900 1000 1100 12000

1

2

3

4

5

0

1

2

3

4

5Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E.

Def

orm

ação

na

Frat

ura

(σf)

Temperatura de Ensaio (oC)

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

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

900 1000 1100 1200 1300 14000

1

2

3

4

5

0

1

2

3

4

5Temperatura de Ensaio (oC) 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

Def

orm

ação

na

Frat

ura

(εf)

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

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

4.2.3- Microestruturas Após a Deformação a Quente.

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

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

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

micrografias que mostram as microestruturas observadas durante a

deformação em diferentes temperaturas.

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

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

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

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

1250°C por 1 hora. Observa-se nesta figura que as partículas de austenita

são percoladas, estão alinhadas com a direção de deformação e ocupam uma

fração volumétrica de 45%. Nota-se, também, nesta microestrutura a

presença da austenita de Widmanstätten dentro da fase ferrítica.

Quando a temperatura de ensaio aumenta, a fração volumétrica de

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

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

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

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

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

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

37%.

10µm

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

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

30µm

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

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

30µm

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

deformada na T.E.= 1200°C com ε =1 s• -1, Tx.Aq.=10°C/s, t.e=30 s.

4.2.4 - Efeito da Laminação a Frio nas Curvas de Escoamento Plástico.

Visando alterar a distribuição espacial (ou alinhamento), das partículas de

austenita na matriz ferrítica, algumas amostras do aço dúplex D2 tratadas

termicamente a 1350°C por 1 hora foram submetidas à etapa de laminação a frio

antes de serem testadas mecanicamente. Nessa etapa, as amostras sofreram uma

redução de 30% no diâmetro. A figura 4.25 mostra a microestrutura obtida após a

laminação a frio. Comparando-se esta micrografia com a da figura 4.16(e), vê-se que

a laminação a frio alinhou as partículas de austenita, tornando-as mais percoladas.

Na figura 4.26 estão mostradas as curvas de escoamento plástico

obtidas, onde se observa o aumento das tensões de início de escoamento e de pico

com o decréscimo da temperatura. Tanto a deformação de pico quanto a

deformação na fratura aumentam continuamente (ver figura 4.27) com o aumento da

temperatura, sendo maior o aumento da deformação na fratura e sem o patamar

apresentado quando as amostras são deformadas em baixas temperaturas sem a

etapa da laminação a frio (ver figura 4.23(a)). Na figura 4.28, foram traçadas curvas

de escoamento plástico comparativas entre amostras do aço dúplex D2 laminadas e

não laminadas a frio. Nas mesmas temperaturas, a forma das curvas é igual, e em

toda faixa de temperatura utilizada as tensões de pico e as deformações na fratura

são sempre maiores para as amostras do aço laminado a frio, como pode ser

observado na figura 4.29.

120µm

Figura 4.25 - Microestrutura do aço dúplex D2 tratado termicamente a T.T.=1350°C

por 1 h e laminado a frio com 30% de redução.

0 1 2 3 40

50

100

150

200

250

300

350

5

Temperatura do Ensaio (oC) 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente(εeq) Figura 4.26 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 com T.T.=1350°C

por 1 h e laminado a frio com redução de 30% com ε =1 s• -1, Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

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

deformações de pico (εp) e de fratura (εf) do aço dúplex D2 obtidos

das curvas de escoamento plástico da figura 4.26.

T.E. (°C) σy(MPa) σp(MPa) εp εf 850 324,44 325,37 0,150 0,6

900 236,27 248.98 0,487 1,3 950 172,48 206,09 0,560 1,56

1000 94,26 156,65 0,750 2,4 1050 78,21 130,69 0,753 3,0 1100 50,79 99,09 0,791 3,5 1150 32,50 75,62 0,797 4,5 1200 26,41 56,43 0,750 5,5

800 900 1000 1100 12000

50

100

150

200

250

300

350 Tensão Início de Escoamento Tensão de Pico

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Temperatura de Ensaio (oC)

0

1

2

3

4

5

6

Def

orm

ação

Equ

ival

ente

(εeq

) Deformação de Pico Deformação na Fratura

Figura 4.27 - Variações das tensões de início de escoamento(σy) e de pico (σp) e

das deformações de pico (εp) e de fratura (εf) em função da

temperatura de ensaios obtidas das curvas de escoamento plástico da

figura 4.26.

0 1 2 3 4 50

50

100

150

200

250

300

350 Temperatura de Ensaio (oC)

850 850 LF 900 900 LF 1000 1000 LF 1100 1100 LF 1200 1200 LF

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.28 - Comparação entre as curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2

obtidas em amostras submetidas ou não à etapa de laminação a frio

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

800 900 1000 1100 12000

50

100

150

200

250

300

350 σy LF σp LF σy σp

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Temperatura de Ensaio (oC)

0

1

2

3

4

5

6

Def

orm

ação

Equ

ival

ente

(εeq

)

εp LF εf LF εp εf

Figura 4.29 - Variações das tensões de início de escoamento(σy) e de pico (σp) e

das deformações de pico (εp) e de fratura (εf) em função das

temperaturas de ensaios medidas nas curvas de escoamento plástico

da figura 4.28.

4.2.5 - Efeito do Tempo de Espera nas Curvas de Escoamento Plástico

Foram realizados ensaios em amostras tratadas termicamente a 1350°C

por 1 hora e deformadas até a fratura a 1150°C, variando-se os tempos de esperas

de 30 a 1200 segundos. Como pode ser observado na figura 4.30(a-b), as curvas

tem comportamentos próximos no que se refere à tensão de início de escoamento,

tensão de pico, deformação de pico e deformação na fratura. Apenas se pode notar

que os níveis da tensão de pico são sempre maiores nas amostras laminadas. Nas

microestruturas mostradas nas figuras 4.31(a-b), não se observa aumento na fração

volumétrica da austenita conforme o tempo de espera é aumentado de 60 para

1200 segundos.

Os gráficos da figura 4.32 exibem curvas de escoamento plástico obtidas

em ensaios realizados à temperatura igual à anterior 1150°C, variando-se as

temperaturas de tratamentos e tempos de esperas em amostras laminada ou não

laminadas a frio. Observa-se que existem dois níveis de deformação na fratura. Em

todas as amostras tratadas termicamente até 1250°C por 1 hora, os valores da

deformação na fratura são menores que os observados para as amostras tratadas

em maiores temperaturas, independentemente do tempo de espera.

0 1 2 3 4 50

20

40

60

80 Tempo de Espera (s) 30 60 300 600 1200

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

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

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

0 1 2 3 4 50

20

40

60

80

100Tempo de Espera (s) 30 60 300 600 1200

Tens

ao E

quiv

alen

te (M

Pa)

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

por 1 h e posterior laminação a frio (LF) com redução de 30% e

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

30µm

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

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

30µm

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

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

s.

0 1 2 3 4 50

20

40

60

80

100

T.T.(oC/1h) t.e. (s) 1350 60 1350 1200 1350 LF 30 1100 30 1150 30 1250 30

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.32 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 variando-se

T.T. e t.e., e deformado na T.E.=1150°C com ε =1 s• -1 e

Tx.Aq.=10°C/s.

4.2.6 - Efeito da Taxa de Deformação nas Curvas de Escoamento Plástico

Foram realizados experimentos em amostras tratadas termicamente a

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

deformação variando de 0,3 a 5,0 s-1. Os resultados destes ensaios estão mostrados

nas figuras 4.33(a-b). Observa-se, nestas curvas, que as amostras tiveram

comportamentos diferentes nas taxas de deformações utilizadas, tanto no que se

refere às tensões quanto às deformações equivalentes.

0 1 2 3 4 5 60

20

40

60

80

100Taxa de Deformação (s-1) 0,3 0,5 1,0 3,0 5,0

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.33(a) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 com T.T.=1350°C

por 1 h, deformado na T.E.=1150°C com Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30

s.

0 1 2 3 4 50

20

40

60

80

100

120

Taxa de Deformação (s-1) 0,3 0,5 1,0 3,0 5,0

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.33(b) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D2 com T.T.=1350°C

por 1 h e laminado a frio (LF) com redução de 30%, deformado na

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

4.2.7- Evolução Microestrutural Durante a Deformação a 1250°C

Com o objetivo de observar a evolução microestrutural durante a

deformação a quente, foram realizados ensaios isotérmicos interrompidos a 1250°C

com taxa de deformação de 1 s-1 em amostras do aço dúplex D2 tratadas

termicamente a 1250°C por 1 hora. Nesses experimentos, os ensaios foram

interrompidos em deformações equivalentes de 0,5; 1,2; 2,0 e 5,0, e as amostras

foram resfriadas em água imediatamente após a deformação. A figura 4.34 mostra a

curva de escoamento de um ensaio realizado até a fratura e indica as posições nas

quais os ensaios foram interrompidos.

As figuras 4.35(a-d) mostram fotos das microestruturas observadas. Estas

consistem de uma matriz ferrítica com fração volumétrica de austenita em torno de

35%. As partículas de austenita não são percoladas e estão alinhadas com a direção

de deformação. Vale notar que o alinhamento varia com a quantidade de

deformação.

0 1 2 3 4 50

10

20

30

40

εeq= 5,0

εeq= 2,0εeq= 1,2

εeq= 0,5

Temperatura de Ensaio 1250oC

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.34 - Curva de escoamento plástico do aço dúplex D2 com T.T.=1250°C por

1 h e deformado na T.E.=1250°C e =1 s•ε -1.

60µm

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

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

60µm

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

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

60µm

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

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

60µm

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

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

4.3 - Comportamento Mecânico e Microestrutural do Aço Dúplex D3

4.3.1- Microestruturas Após Tratamentos Térmicos Iniciais

As figuras 4.36(a-f) apresentam as microestruturas de amostras do aço

dúplex D3 após tratamento térmico por 1 hora nas temperaturas de 1100, 1150,

1200, 1250, 1350 e 1400°C. Vê-se, nestas micrografias, que a fração volumétrica de

austenita é grande após tratamentos térmicos nas temperaturas mais baixas: em

torno de 59% a 1100°C, e decresce com o aumento da temperatura de tratamento,

sendo da ordem de 43% a 1400°C (ver tabela 4.12 e figura 4.37). Nas

microestruturas com maiores proporções de austenita (figuras 4.36(a-d)), observa-se

que as partículas de austenita percolam por toda a superfície da foto. Conforme a

temperatura de tratamento é aumentada (figuras 4.36(e-f)), parte da austenita é

dissolvida e as partículas já não são mais totalmente percoladas. Também se pode

ver que, após tratamentos térmicos em altas temperaturas, os tamanhos médios dos

grãos ferríticos e austeníticos são maiores que os observados após tratamentos

térmicos em menores temperaturas.

30µm

Figura 4.36(a) - Microestrutura do aço dúplex D3 após tratamento térmico inicial a

1100°C por 1 hora.

30µm

Figura 4.36(b) - Microestrutura do aço dúplex D3 após tratamento térmico inicial a

1150°C por 1 hora.

30µm

Figura 4.36(c) - Microestrutura do aço dúplex D3 após tratamento térmico inicial a

1200°C por 1 hora.

30µm

Figura 4.36(d) - Microestrutura do aço dúplex D3 após tratamento térmico inicial a

1250°C por 1 hora.

30µm

Figura 4.36(e) - Microestrutura do aço dúplex D3 após tratamento térmico inicial a

1350°C por 1 hora.

30µm

Figura 4.36(f) - Microestrutura do aço dúplex D3 após tratamento térmico inicial a

1400°C por 1 hora.

Tabela 4.12 - Frações volumétricas da fase austenita no aço dúplex D3 após

tratamentos térmicos iniciais.

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

1100 59,2±2,9

1150 57,3±2,8

1200 50,6±2,5

1250 49,9±2,4

1350 45,3±2,2

1400 43,7±2,1

1100 1200 1300 14000

20

40

60

80

100

0

20

40

60

80

100

Austenita Ferrita

Prop

orçã

o de

Fas

e (%

)

Temperatura de Tratamento (oC) Figura 4.37 - Variações das proporções das fases austenítica e ferrítica do aço

dúplex D3 em função da temperatura de tratamento térmico inicial.

4.3.2 - Curvas de Escoamento Plástico

A seguir, serão apresentados os resultados de ensaios de torção a quente

realizados em amostras que foram inicialmente tratadas termicamente por 1 hora e

não submetidas à etapa de laminação a frio.

As curvas de escoamento plástico das figuras 4.38(a-h) representam

ensaios realizados em temperaturas no intervalo entre 850 a 1200°C em amostras

tratadas termicamente a 1100, 1250, 1350 e 1400°C. A figura 4.39 representa

ensaios realizados em temperaturas iguais às utilizadas nos tratamentos térmicos

iniciais. De uma forma geral, as curvas obtidas são caracterizadas por um aumento

da tensão na região de encruamento até atingir um máximo, seguida de uma região

onde a tensão decresce até o ponto em que o material falha. Os valores da tensão

de início de escoamento, da tensão de pico, da deformação de pico e da quantidade

de deformação na fratura medidos nas curvas de escoamento plástico das figuras

4.38(a-h) e 4.39 são apresentados em forma de tabelas (tabelas 4.13 a 4.16) e em

forma de gráficos (figuras 4.40(a) a 4.43(b)) em função da temperatura de

tratamento térmico inicial e da temperatura de ensaio.

Nas figuras 4.38(a-c), onde as temperaturas de ensaios foram de 850,

900 e 950°C, respectivamente, nota-se que o aumento da tensão com a deformação

é suave, mostrando pequenas diferenças entre a tensão de início de escoamento e

a tensão de pico. Conforme a temperatura de ensaio é aumentada, assim como

observado no aço dúplex D2, nota-se que o formato das curvas de escoamento

plástico do aço dúplex D3 é alterado. A diferença entre a tensão de início de

escoamento e a tensão de pico aumenta e as curvas tomam uma forma que realça o

pico de tensão, como mostram as figuras 4.38(g-h).

Nas figuras 4.40(a-b), estão mostradas curvas de tensão de início de

escoamento em função da temperatura de ensaio e da temperatura de tratamento,

respectivamente. Observa-se, nestas figuras, que a tensão de início de escoamento

decresce continuamente com o aumento da temperatura de ensaio e é pouco

sensível à temperatura de tratamentos térmicos. Os valores da tensão de pico,

também, decrescem com o aumento da temperatura de ensaio (ver figura 4.41(a)), e

existe uma tendência de decréscimo da menor para a maior temperatura de

tratamento térmico inicial (figura 4.41(b)).

Nas curvas mostradas nas figuras 4.42(a-b), observa-se que a

deformação de pico tende a crescer com o aumento da temperatura de ensaio. Os

gráficos das figuras 4.43(a-b) revelam que a ductilidade a quente desse aço varia

com a temperatura de ensaio e é pouco sensível à temperatura de tratamento

térmico. Embora haja um aumento da ductilidade com a temperatura de ensaio,

pode-se ver, nestes gráficos, que a quantidade de deformação a que esse material

pode ser submetido sem falhar é relativamente pequena, mesmo quando deformado

em temperaturas tão altas como 1200°C.

0,0 0,2 0,4 0,60

50

100

150

200

250

300

350

400Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

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

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

0,0 0,2 0,4 0,60

50

100

150

200

250

300

Deformação Equivalente (εeq)

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

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

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

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

0,0 0,2 0,4 0,6 0,80

50

100

150

200

250Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

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

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

0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,00

25

50

75

100

125

150

175Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

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

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

0,0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,20

20

40

60

80

100

120

140 Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.38(e) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 deformado na

T.E.=1050°C com ε =1 s• -1, Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

0,0 0,4 0,8 1,2 1,6 2,00

20

40

60

80

100

120Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.38(f) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 deformado na

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

0,0 0,3 0,6 0,9 1,2 1,5 1,80

20

40

60

80Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

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

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

0,0 0,3 0,6 0,9 1,2 1,5 1,8 2,10

10

20

30

40

50

60 Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.38(h) - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 deformado na

T.E.=1200°C com ε =1 s• -1, Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

0,0 0,3 0,6 0,9 1,2 1,5 1,80

100

200

300

400

500 Temperatura de Ensaio(oC) 850 900 950 1000 1050 1150 1200

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq)

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

=1 s•ε -1, Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

Tabela 4.13 - Valores da tensão de início de escoamento (MPa) do aço dúplex D3

obtidos das curvas de escoamento plástico apresentadas nas figuras

4.38(a-h) e 4.39.

Temperatura de tratamento (°C/1h) T.E. (°C)

1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E 850 214,16 172,32 205,13 200,81 322,79

900 138,65 168,88 163,93 187,67 281,51

950 160,53 167,09 149,4 151,77 205,78

1000 102,76 122,7 96,92 108,59 139,98

1050 73,64 74,72 85,63 91,25 82,56

1100 44,52 61,87 67,01 68,59 44,52

1150 42,66 42,14 45,14 42,21 40,01

1200 34,87 34,52 35,55 33,67 28,24

Tabela 4.14 - Valores da tensão de pico (MPa) do aço dúplex D3 obtidos das curvas

de escoamento plástico apresentadas nas figuras 4.38(a-h) e 4.39.

Temperatura de tratamento (°C/1h) T.E. (°C)

1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E. 850 272,06 239,27 223,19 246,13 477,37

900 208,74 198,32 193,70 193,52 363,76

950 191,81 195,33 171,83 159,69 312,86

1000 155,41 134,80 124,71 124,30 163,26

1050 132,73 115,52 105,67 98,08 131,91

1100 103,95 104,32 85,91 80,69 103,95

1150 77,70 77,41 66,87 65,18 85,66

1200 56,71 55,14 51,49 50,28 57,73

Tabela 4.15 - Valores da deformação de pico do aço dúplex D3 obtidos das curvas

de escoamento plástico apresentadas nas figuras 4.38(a-h) e 4.39.

Temperatura de tratamento (°C/1h) T.E. (°C)

1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E 850 0,125 0,235 0,172 0,192 0,113

900 0,332 0,263 0,187 0,119 0,051

950 0,297 0225 0,187 0,127 0,073

1000 0,399 0,111 0,356 0,233 0,528

1050 0,436 0,415 0,453 0,297 0,669

1100 0,785 0,489 0,487 0,411 0,785

1150 0,524 0,489 0,558 0,593 0,709

1200 0,332 0,469 0,577 0,527 0,676

Tabela 4.16 - Valores da deformação na fratura do aço dúplex D3 obtidos das curvas

de escoamento plástico apresentadas nas figuras 4.38(a-h) e 4.39.

Temperatura de tratamento (°C/1h) T.E. (°C)

1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E 850 0,25 0,45 0,3 0,4 0,2

900 0,55 0,35 0,5 0,3 0,78

950 0,57 0,4 0,4 0,3 0,88

1000 0,6 0,2 0,7 0,55 0,89

1050 0,7 0,6 0,75 0,65 1,0

1100 1,16 0,75 0,85 0,75 1,16

1150 0,95 1,3 1,0 1,0 1,66

1200 1,2 1,2 1,8 1,5 2,31

800 900 1000 1100 12000

50

100

150

200

250

300

350Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400 T.T=T.E.

Tens

ão In

ício

de

Esco

amen

to (M

Pa)

Temperatura de Ensaio (oC)

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

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

Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

900 1000 1100 1200 1300 14000

50

100

150

200

250Temperatura de Ensaio (oC) 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

Tens

ão In

ício

de

Esco

amen

to (M

Pa)

Temperatura de Tratamento (oC)

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

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

Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

800 900 1000 1100 12000

100

200

300

400

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

Tens

ão d

e Pi

co (M

Pa)

Temperatura de Ensaio (oC)

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

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

900 1000 1100 1200 1300 14000

50

100

150

200

250

300

350

Temperatura de Ensaio (oC) 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

Tens

ão d

e Pi

co (M

Pa)

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

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

s.

800 900 1000 1100 12000,0

0,2

0,4

0,6

0,8

0,0

0,2

0,4

0,6

0,8

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

Def

orm

ação

de

Pico

( εp)

Temperatura de Ensaio (oC)

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

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

900 1000 1100 1200 1300 14000,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,0

0,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,0

Temperatura de Ensaio (oC) 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

Def

orm

ação

de

Pico

( εp)

Temperatura de Tratamento (oC)

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

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

t.e.=30 s.

800 900 1000 1100 12000,0

0,5

1,0

1,5

2,0

2,5

0,0

0,5

1,0

1,5

2,0

2,5Temperatura de Tratamento (oC/1h) 1100 1250 1350 1400 T.T.=T.E.

Def

orm

ação

na

Frat

ura

(εf)

Temperatura de Ensaio (oC) Figura 4.43(a) - Variação da quantidade de deformação na fratura do aço

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

Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

1000 1100 1200 1300 14000,0

0,5

1,0

1,5

2,0

0,0

0,5

1,0

1,5

2,0Temperatura de Ensaio (oC) 850 900 950 1000 1050 1100 1150 1200

Def

orm

ação

na

Frat

ura

( εf)

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

função da temperatura de tratamento com ε =1 s• -1,

Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

4.3.3 - Microestruturas Após a Deformação a Quente

Como descrito no item anterior, tanto a forma da curva de

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

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

micrografias patenteando as microestruturas observadas após deformação

em diferentes temperaturas.

Observa-se na figura 4.44(a) que a microestrutura de uma amostra

deformada a 950°C apresenta uma grande quantidade de austenita (~52%)

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

Widmanstätten na matriz ferrítica desse aço. A figura 4.44(b) revela que

existem lamelas percoladas e não percoladas de austenita na amostra

deformada a 1150°C, e que sua proporção decresceu em relação à amostra

ensaiada a 950°C. Na figura 4.44(c), observa-se que a proporção volumétrica

de austenita diminuiu (~43%), partículas de austenita são não são mais

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

Widmanstätten na microestrutura da amostra deformada a 1250°C.

30µm

Figura 4.44(a) - Microestrutura do aço dúplex D3 com T.T.=1350°C por 1 h e deformada a 950°C com ε =1 s• -1.

30µm

Figura 4.44(b) - Microestrutura do aço dúplex D3 com T.T.=1250°C por 1 h e

deformada a 1150°C com ε =1 s• -1.

30µm

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

deformada a 1250°C com ε =1 s• -1.

4.3.4 - Efeito da Laminação a Frio nas Curvas de Escoamento Plástico

Algumas amostras do aço dúplex D3 tratadas na temperatura de 1350°C

por 1 hora foram laminadas a frio com uma redução de 30% antes de serem

ensaiadas. A micrografia da figura 4.45 mostra a microestrutura do aço dúplex D3

laminado a frio. Nota-se que a austenita está alinhada no sentido da laminação. Na

figura 4.46, estão mostradas as curvas de escoamento plástico obtidas, onde se

observa o aumento das tensões de início de escoamento e de pico com o

decréscimo da temperatura. Tanto a deformação de pico quanto a deformação na

fratura aumentam com a elevação da temperatura de ensaio (ver figura 4.47).

Na figura 4.48, foram traçadas conjuntamente curvas de escoamento

plástico de amostras do aço dúplex D3 submetidas e não submetidas à etapa de

laminação a frio. Em temperaturas iguais, a forma das curvas é igual, e em toda

faixa de temperatura utilizada, os valores da tensão de pico e da deformação na

fratura são maiores para as amostras laminadas a frio, como pode ser observado na

figura 4.49.

As micrografias mostradas nas figuras 4.50(a-b) e 4.51(a-b) mostram

microestruturas deformadas do aço estudado, sendo que as duas últimas

representam amostras laminadas a frio. Nota-se, nas amostras que não foram

laminadas, que as partículas de austenita são espessas e não percoladas, com

austenita de Widmanstätten dentro da matriz ferrítica. Por outro lado, nas amostras

laminadas as partículas de austenita são percoladas (44% de austenita em 900°C e

40% de austenita em 1000°C), menos espessas e os grãos ferríticos são menores,

se comparados com os das amostras que não foram laminadas.

30µm

Figura 4.45 - Microestrutura do aço dúplex D3 com T.T.=1350°C por 1 h e laminado

a frio com 30% de redução.

0,0 0,5 1,0 1,5 2,00

40

80

120

160

200

240 Temperatura do Ensaio (oC)

900 950 1000 1050 1100 1150 1200

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.46 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 tratado termicamente

com T.T.=1350°C por 1 h e laminado a frio com ε =1 s• -1,

Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

Tabela 4.17 - Valores das tensões de início de escoamento (σy) e de pico (σp) e das

deformações de pico (εp) e de fratura (εf) do aço dúplex D3 obtidos das

curvas de escoamento plástico da figura 4.46.

T.E. (°C) σy (MPa) σp (MPa) εp εf

850 Ñ.ens. Ñ.ens. Ñ.ens. Ñ.ens.

900 203,51 228,45 0,281 0,91

950 186,04 207,17 0,277 1,04

1000 106,96 135,42 0,488 1,2

1050 84,95 120,16 0,708 1,02

1100 59,42 95,95 0,755 1,03

1150 45,48 73,95 0,776 1,3

1200 31,54 57,95 0,806 1,33

900 1000 1100 12000

50

100

150

200

250 Tensão Início Escoamento (MPa) Tensão de Pico (MPa)

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Temperatura de Ensaio (oC)

0,0

0,5

1,0

1,5

2,0

Def

orm

ação

Equ

ival

ente

( εeq

)

Deformação de Pico Deformação na Fratura

Figura 4.47 - Variações das tensões de início de escoamento e de pico e das

deformações de pico e de fratura em função da temperatura de ensaio

obtidas das curvas de escoamento plástico da figura 4.46.

0,0 0,4 0,8 1,2 1,6 2,00

50

100

150

200

250 Temperatura de Ensaio (oC)

900 LF 900 950 LF 950 1000 LF 1000 1100 LF 1100 1200 LF 1200

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.48 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 obtidas em amostras

submetidas ou não à etapa de laminação a frio com T.T.=1350°C por

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

800 900 1000 1100 12000

50

100

150

200

250 σp σy σp LF σy LF

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Temperatura de Ensaio (oC)

0,0

0,5

1,0

1,5

2,0

Def

orm

ação

Equ

ival

ente

(εeq

)

εf εp εf LF εp LF

Figura 4.49 - Comparações das variações das tensões de início de escoamento e de

pico e das deformações de pico e de fratura em função da temperatura

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

10µm

Figura 4.50(a) - Microestrutura do aço dúplex D3 com T.T.=1350°C por 1 h e

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

10µm

Figura 4.50(b) - Microestrutura de uma amostra do aço dúplex D3 tratada

termicamente a 1350°C por 1 h, laminada a frio e deformada na

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

10µm

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

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

10µm

Figura 4.51(b) - Microestrutura do aço dúplex D3 tratado termicamente a 1350°C por

1 h, laminada a frio e deformada na T.E.=1000°C com =1 s•ε -1,

Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=30 s.

4.3.5 - Efeito do Tempo de Espera nas Curvas de Escoamento Plástico

Foram realizados ensaios em amostras tratadas termicamente a 1350°C

por 1 hora e deformadas até a fratura a 1000°C, variando-se os tempos de esperas

de 30 a 1200 segundos. Como pode ser observado na figura 4.52, as curvas têm

comportamentos similares no que se refere à deformação na fratura e mostram uma

pequena diferença nos valores da tensão de pico. Nas microestruturas indicadas nas

figuras 4.53(a-c), observa-se que houve um aumento na fração volumétrica da

austenita (~45 para ~55%) conforme o tempo de espera é aumentado de 30 para

1200 segundos.

Os gráficos da figura 4.54 exibem curvas de escoamentos plásticos

obtidas em ensaios realizados nas temperaturas de 950, 1000 e 1150°C e tempos

de esperas de 30 e 1200 segundos de amostras tratadas termicamente a 1350°C

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

houve um aumento na ductilidade das amostras conforme a temperatura de ensaio é

aumentada. Existiu uma evolução, tanto da tensão quanto da deformação, da

amostra não laminada para a laminada a frio na temperatura de ensaio a 1000°C em

um tempo de espera de 30 segundos. A mudança no tempo de espera de 30 para

1200 segundos interferiu na tensão das amostras não laminadas a frio ensaiadas a

1000°C.

0,0 0,5 1,00

20

40

60

80

100

120

140

160Tempo de Espera (s) 30 60 300 600 1200

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.52 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3, com T.T.=1350°C

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

30µm

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

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

30µm

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

deformada na T.E.=1000°C com ε =1 s• -1, Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=60

s.

30µm

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

deformada na T.E.=1000°C com ε =1 s• -1, Tx.Aq.=10°C/s e t.e.=1200

s.

0,0 0,4 0,8 1,2 1,6 2,00

50

100

150

200 t.e. (s) T.E. (oC) 30 950 30 1000 30 1150 1200 1000 30 LF 1000

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 4.54 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 variando T.E.

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

4.3.6 - Efeito da Taxa de Deformação nas Curvas de Escoamento Plástico

Foram realizados alguns experimentos com amostras tratadas

termicamente a 1350°C por 1 hora e deformadas a 1000°C, variando-se a taxa de

deformação de 0,3 a 5 s-1. A figura 4.55 mostra as curvas de escoamento plástico

obtidas. Observa-se, nestas curvas, que as amostras tiveram comportamentos

diferentes nas taxas de deformações utilizadas, tanto no que se refere às tensões

quanto às deformações equivalentes. Quanto maior a taxa, maior a tensão e menor

a deformação equivalente.

0,0 0,3 0,6 0,9 1,2 1,50

20

40

60

80

100

120

140

160 Taxa de Deformação(s-1) 0,3 0,5 1,0 3,0 5,0

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação equivalente (εeq) Figura 4.55 - Curvas de escoamento plástico do aço dúplex D3 com T.T.=1350°C

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

5 - Discussão 5.1- Microestruturas Iniciais

Para a obtenção de uma grande variedade de microestruturas no

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

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

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

diferentes, foram realizados diferentes tratamentos térmicos iniciais e

impostas diferentes condições de deformação. Como consequência desta

larga variedade de condições experimentais empregadas, obtiveram-se

amostras com microestruturas variando desde essencialmente ferrítica até

amostras com microestruturas bifásicas, com diferentes frações volumétricas,

distribuições e morfologias das partículas de austenita dentro da matriz

ferrítica.

Microestruturas essencialmente ferríticas só foram observadas em

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

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

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

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

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

tamanho dos grãos ferríticos com a temperatura tem um crescimento mais

acentuado em altas temperaturas que em temperaturas menores, indicando

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

presença de partículas de austenita em temperaturas maiores. Assim, pode-

se esperar que o contorno entre os domínios das fases α e α+γ está em torno

de 1250°C, para esta composição química.

A ausência de partículas de austenita nas amostras temperadas a

partir de altas temperaturas também é um indicativo de que o resfriamento

brusco imposto foi efetivo, inibindo a transformação α→γ durante esta etapa.

Generalizando-se, pode-se esperar que as microestruturas observadas à

temperatura ambiente em amostras temperadas são as que os aços

apresentaram em altas temperaturas, pelo menos após os tratamentos

térmicos iniciais.

O fato de não serem observadas microestruturas totalmente

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

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

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

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

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

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

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

nenhum dos diagramas pseudobinários existentes, uma vez que possuem em

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

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

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

1250°C e os demais são colocados sequencialmente, considerando-se os

respectivos teores de níquel.

Embora apenas o aço dúplex D1 apresente microestrutura

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

decréscimo da fração volumétrica de austenita conforme a temperatura de

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

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

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

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

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

altas temperaturas são reaquecidas e ensaiadas em temperaturas menores,

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

ensaios propriamente ditos, dependendo da taxa de reaquecimento e do

tempo de espera. A literatura tem mostrado que as partículas que se formam

nestas condições são coerentes com a matriz e têm a morfologia de

Widmanstätten (46-49).

No aço dúplex D3 foram observadas partículas de austenita com a

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

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

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

observada a austenita de Widmanstätten em amostras tratadas acima de

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

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

Widmanstätten em amostras tratadas em temperaturas maiores 1000°C e

deformadas em temperaturas menores que 1050°C.

Nas figuras 4.10(e-f), que são exemplos de microestruturas com

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

estão distribuídas dentro dos grãos e especialmente nos contornos, tendendo

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

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

950°C) após tratamentos térmicos em altas temperaturas (1350-1400°C) e

baixas temperaturas (900-950°C). Em amostras tratadas termicamente em

temperaturas intermediárias (1100°C, por exemplo) e deformadas em baixas

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

formando uma estrutura dispersa finamente distribuída, como pode ser visto

na figura 4.12(a).

Microestruturas com as partículas de austenita distribuídas de forma

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

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

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

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

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

tempo de espera é aumentado de 30 para 600 segundos.

Nos aços dúplex D2 e D3, são observadas microestruturas

dispersas quando as amostras são tratadas termicamente e deformadas em

altas temperaturas. As figuras 4.35 (a-d) e 4.44 (c) são exemplos de

microestruturas dispersas com frações volumétricas de austenita em torno de

35 e 43%, respectivamente. Vale salientar que, além de apresentarem

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

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

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

primeiro caso, as partículas foram formadas durante os experimentos,

enquanto que no segundo caso não ocorreu a dissolução destas partículas

durante o reaquecimento.

Finalmente, microestruturas dúplex, onde as duas fases percolam a

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

tratadas e deformadas em baixas temperaturas. Abaixo de 1100°C no aço

dúplex D2 e de 1150°C no aço dúplex D3. As figuras 4.24(a-b) e 4.44(a-b)

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

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

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

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

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

podendo transformar uma estrutura dispersa de partículas grosseiramente

distribuída em estrutura dúplex.

Figura 5.1. Representação esquemática de um diagrama pseudobinário de

70% Fe, posicionando os aços utilizados neste trabalho.

5.2 - Curvas de Escoamento Plástico

Em consequência da larga variedade de microestruturas ensaiadas,

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

formas, variando da curva característica de microestruturas monofásicas

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

o material.

5.2.1 – Microestrutura Essencialmente Ferrítica

Essa forma de curva de escoamento plástico é obtida em amostras

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

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

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

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

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

realizados a temperaturas acima de 1100°C das figuras 4.4(b-c). A curva tem

a forma característica de materiais que sofrem extenso amaciamento por

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

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

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

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

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

revelando que ocorre algum processo de recristalização durante a

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

dos grãos ferríticos antigos, crescem e aumentam suas desorientações em

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

recristalização dinâmica “contínua” ou recuperação dinâmica “estendida” (52).

5.2.2 – Ferrita com Austenita de Widmanstätten

Quando a microestrutura inicial é constituída de uma matriz ferrítica

com partículas de austenita com morfologia de Widmanstätten finamente

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

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

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

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

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

estacionário. O pico de tensão é provocado pelas partículas de

Widmanstätten finamente dispersas que funcionam como uma barreira ao

movimento das discordâncias, exigindo um aumento adicional de tensão no

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

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

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

decréscimo não é causado somente pela diminuição da densidade de

discordâncias, mas também pela geração de novos grãos recristalizados de

ferrita, como mostra, por exemplo, a microestrutura da figura 4.12(c).

5.2.3 – Microestrutura Dúplex

Além das formas das curvas obtidas a partir de estruturas

monofásicas essencialmente ferríticas e estruturas dispersas com partículas

finamente distribuídas de austenita de Widmanstätten, uma outra forma de

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

realizados em amostras dos aços dúplex estudados. As microestruturas

iniciais das amostras deformadas são constituídas com proporções

aproximadamente iguais de ferrita e de austenita (ver, por exemplo, figura

4.16(a), tabela 4.6 e figura 4.17; figuras 4.36(a-d), tabela 4.12 e figura 4.37 e

por fim figura 4.45), e ambas as fases percolam toda a microestrutura do

material.

A curva de escoamento é caracterizada por um pico que separa

uma região de encruamento aproximadamente linear de uma região após o

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

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

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

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

de ensaios de 1050 e 1150°C e figura 4.46 em temperaturas de ensaios de

1050 a 1200°C. Na etapa inicial do ensaio, em baixas deformações, a curva

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

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

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

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

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

que facilitam a movimentação de discordâncias durante a deformação a

quente.

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

máxima tensão imposta no material com esta microestrutura, que é a tensão

de pico. Então, o pico de tensão é provocado pelo encruamento da austenita

e pelo alinhamento das camadas, sendo o valor máximo da tensão alcançado

quando estas são paralelas à direção da tensão principal. No pico, com o

alinhamento e percolação das camadas de ferrita e austenita, a configuração

obtida correspondente à condição de deformação uniforme na regra das

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

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

quando comparadas com microestrutura onde inicialmente as fases não

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

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

na direção das tensões principais de torção das camadas percoladas

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

valores idênticos quando a microestrutura é dúplex independente da

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

temperatura de tratamento a 1100°C. Após a tensão de pico, o decréscimo da

tensão de escoamento deve estar associado ao amaciamento proporcionado

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

A curva de escoamento plástico de amostras com este tipo de

estrutura que apresenta, também, partículas de Widmanstätten dentro da

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

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

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

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

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

4.50(b) e 4.51(b).

Figura 5.2 - Representação esquemática do comportamento das camadas de

austenita e ferrita em relação à tensão principal de tensão durante

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

ensaio de torção.

5.2.4 - Microestrutura com Partículas de Austenita Grosseiramente Dispersas

Em amostras dos aços dúplex D2 e D3 em temperaturas de ensaios

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

constituída de matriz ferrítica com partículas grosseiramente dispersas de

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

curva de escoamento é caracterizada por um pico separando uma extensa

região de encruamento de uma extensa região de amaciamento, como

mostram as curvas das figuras, 4.18(g-h), 4.26 nas temperaturas de 1150 e

1200°C, 4.28 em 1200°C, 4.30(a-b), 4.32 com temperatura de tratamento de

1350°C, 4.33(a-b), 4.34, 4.38(h) nas temperaturas de tratamentos de 1350 e

1400°C e 4.39 na temperatura de ensaio de 1200°C. A região de encruamento

é caracterizada pela deformação preferencial da matriz ferrítica. Observa-se,

neste tipo de curva, também, que nos primeiros estágios do ensaio, em baixas

deformações, a curva de escoamento plástico tende a ter uma forma similar à

obtida na microestrutura essencialmente ferrítica, como mostra a curva 4 da

figura 5.3, indicando que no início do processo de deformação a fase ferrítica

se deforma mais do que a fase austenítica.

Na etapa inicial dos ensaios, assim como ocorre na estrutura

dúplex, as partículas grosseiras de austenita encruam e se alinham com a

direção da tensão principal de torção. O pico de tensão também ocorre

quando ambas as fases estão alinhadas na direção da tensão principal de

torção, e é provocado pela deformação e alinhamento das partículas de

austenita durante a etapa do encruamento. A diferença nesse caso, é que, do

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

propriedades inerentes da ferrita, deforma-se preferencialmente às partículas

duras e grosseiramente dispersas da austenita.

Quando as amostras apresentam partículas de austenita com

morfologia de Widmanstätten dentro da matriz ferrítica, além da presença das

partículas de austenita grosseiramente dispersas, a forma das curvas de

escoamento plástico é alterada, como mostram as figuras 4.18(a-d) nas

temperaturas de tratamentos de 1350 e 1400°C. Nesse caso, a tensão de

início de escoamento é aumentada significativamente devido ao aumento da

resistência imposta pelas partículas de Widmanstätten finamente dispersas

dentro da matriz ferrítica. A deformação de pico cresce continuamente com a

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

correspondentes às temperaturas de tratamentos de 1350 e 1400°C. Foi

observado que existe um indicativo que a presença de austenita de

Widmanstätten, juntamente com a baixa temperatura de ensaio, antecipam o

pico de tensão para baixas deformações. Quando a temperatura de ensaio

aumenta e a austenita de Widmanstätten desaparece, o pico de tensão tende

a ocorrer em deformações maiores.

Vale enfatizar que uma microestrutura com partículas

grosseiramente dispersa pode mudar para uma microestrutura dúplex, pela

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

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

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

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

mostra, também, essa tendência de mudança de microestrutura quando

comparadas as curvas correspondentes a 30 e 1200 segundos.

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

0

30

60

90

120

150

4

3

2

1

Curva 1 Curva 2 Curva 3 Curva 4

Tens

ão E

quiv

alen

te (M

Pa)

Deformação Equivalente (εeq) Figura 5.3 - Formas de curvas de escoamento plástico observadas em

amostras deformadas neste trabalho a partir das microestruturas

iniciais usadas nos ensaios de torção a quente com: curva 1)

microestrutura essencialmente ferrítica; curva 2) ferrita com

austenita de Widmanstätten; curva 3) microestrutura dúplex e

curva 4) microestrutura com partículas grosseiramente dispersas.

Quando um aço dúplex com microestrutura tendendo para

grosseiramente dispersa é submetido a altas taxas de deformações, ocorrerá

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

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

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

de deformações a matriz ferrítica deforma-se preferencialmente, não

transmitindo uma grande quantidade de deformação e de tensão para a

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

5.3 – Ductilidade a Quente

Com ensaios de torção a quente foram obtidas respostas de

amostras dos aços dúplex às solicitações mecânicas impostas, que

dependem das microestruturas iniciais e das condições de deformações.

Amostras com microestruturas iniciais essencialmente ferríticas podem ser

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

figura 4.6 para ensaios realizados em temperaturas acima de 1050°C (Na

figura 5.4, são traçados alguns dados apresentados na figura 4.6 juntamente

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

ductilidade obtida nas microestruturas essencialmente ferríticas pode ser

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

discordâncias e formação de subgrãos que causam um decréscimo no nível

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

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

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

contornos originais e de inibir o deslizamento desses contornos.

A microestrutura da amostra do aço dúplex D1 tratada a 1350°C

(figura 4.1(j)), reaquecida e deformada a 900°C (figura 4.10(e)) consiste de

uma matriz ferrítica com partículas de austenita finamente distribuídas dentro

dos grãos e nos contornos dos grãos ferríticos, formando uma estrutura de

rede. Como essa microestrutura foi tratada acima da temperatura de

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

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

fração volumétrica de austenita transformada no estado sólido foi muito

pequena e as partículas estão preferencialmente nos contornos dos grãos

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

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

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

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

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

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

ductilidade apresentada por amostras com esse tipo de microestrutura é

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

ensaios.

800 900 1000 1100 12000

2

4

6

8

10

0

2

4

6

8

10

5

4

3

2

1

Curva 1 Curva 2 Curva 3 Curva 4 Curva 5

Def

orm

ação

na

Frat

ura

(εf)

Temperatura de Ensaio (oC) Figura 5.4 – Variações da quantidade de deformação na fratura em função da

temperatura obtidas em amostras do aço dúplex D1 (curva 1 com

T.T.=1350°C; curva 2 com T.T.=T.E. e curva 3 com T.T.=1100°C),

aço D2 (curva 4 com T.T.=T.E.) e aço D3 (curva 5 com

T.T.=T.E.).

Figura 5.5 - Microestrutura de aço dúplex D1

mostrando trincas por deslizamento d

Ampliação da figura 4.10(e).

Quando a microestrutura consiste de um

austenita nos contornos dos grãos, sem a formação

partículas de austenita finamente dispersas dentr

observa na micrografia da figura 4.12(a), tem-se

dispersa. Um exemplo de microestrutura desse t

amostra do aço dúplex D1 tratada termicamente a

900°C. Como essa amostra foi tratada abaix

transformação, parte da austenita foi dissolvida e pa

matriz ferrítica, como se observa na figura 4.1(f). Du

900°C com tempo de espera pequeno (30 segundos

de partículas de Widmanstätten e o crescimento d

sem que estas formem um filme recobrindo os conto

deformação a quente, as partículas dispersas de

movimentação dos novos grãos ferríticos gerad

dinâmica “contínua” da matriz e a falha oc

ferríticos/ferríticos, como mostra a figura 5.6, que é u

figura 4.10(c).

20µm

com estrutura de rede

e contornos de grãos.

a matriz ferrítica com

do filme contínuo, e com

o dos grãos, como se

uma estrutura do tipo

ipo foi obtida em uma

1100°C e deformada a

o da temperatura de

rte continua presente na

rante o reaquecimento a

), tem-se a precipitação

as partículas existentes,

rnos de grãos. Durante a

austenita restringem a

os pela recristalização

orre nos contornos

ma ampliação da foto da

A ductilidade a quente de amostras com microestrutura dispersa

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

segunda fase. Quando as partículas contidas em amostras com

microestruturas finamente dispersas crescem e a estrutura tende para a de

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

ductilidade das amostras decresce enquanto que a resistência mecânica

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

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

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

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

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

finamente dispersas se transformarão em partículas grosseiramente

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

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

constituída de matriz ferrítica com partículas grosseiramente dispersas, como

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

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

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

1200°C), como mostram as curvas 4 e 5 da figura 5.4 para os aços dúplex D2

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

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

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

ferrita, como indica a figura 5.7.

f

fε

Uma diferênça marcante entre amostras com estrutura de rede e

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

a ductilidade é extremamente baixa, como indicado na curva 1 da figura 5.4,

para ensaios realizados em baixas temperaturas. Sabe-se que o

comportamento de um material com duas fases depende das propriedades

das duas fases constituintes, de suas frações volumétricas e do tipo de

microestrutura. Apesar de a microestrutura da amostra deformada da figura

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

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

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

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

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

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

filme fino contínuo nos contornos dos grãos ferríticos.

f

fε

4µm

Figura 5.6 - Microestrutura de aço dúplex com estrutura finamente dispersa

mostrando trincas causadas pela restrição a movimentação de

grãos ferríticos recristalizados.

20µm

Figura 5.7 - Microestrutura de aço dúplex com estrutura grosseiramente

dispersa mostrando trincas pela restrição a movimentação de

grãos ferríticos recristalizados.

Quando uma amostra com as duas fases formando camadas que

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

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

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

comportamentos dissimilares durante a deformação a quente. Pelo

comportamento diferente das fases em toda a deformação, cavidades são

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

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

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

comportamentos diferentes das fases levam à ruptura do material por

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

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

20µm

Figura 5.8 - Microestrutura de aço dúplex com estrutura dúplex mostrando

trincas em pontos tríplices dos grãos ferríticos e austeníticos.

6 - Conclusões

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

D3 a elevadas temperaturas depende fortemente da microestrutura inicial que

é determinada pela composição química, tratamentos térmicos iniciais e

condições de deformação.

2 - Quando as amostras dos aços inoxidáveis dúplex são

essencialmente ferrítica, o comportamento mecânico é determinado pela

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

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

de microestrutura é muito grande.

3 - Quando partículas de Widmanstätten precipitam, em amostras

com microestrutura essencialmente ferrítica, formando uma distribuição de

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

de escoamento plástico é caracterizada por um rápido endurecimento até um

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

ductilidade é menor que da microestrutura essencialmente ferrítica e a falha

ocorre pela restrição ao movimento dos grãos ferríticos recristalizados por

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

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

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

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

4 - Quando partículas de austenita são grosseiramente dispersas

dentro da matriz ferrítica, a curva de escoamento plástico mostra um pico de

tensão separando regiões extensas de encruamento e amaciamento. A maior

fração volumétrica da fase austenítica faz com que a ductilidade de amostras

com esse tipo de microestrutura seja menor que a da finamente dispersa. A

falha, também, ocorre pela restrição ao movimento, por parte da austenita, da

movimentação dos novos grãos recristalizados da ferrita.

5 - Quando a microestrutura é caracterizada pela percolação das

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

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

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

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

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

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

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

ferrítica e austenítica, devido aos seus comportamentos dissimilares durante a

deformação a quente.

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

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

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

microestrutura. Se a fase austenítica estiver presente nos contornos dos

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

percola toda a amostra formando uma microestrutura dúplex, a ductilidade

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

microestruturas das amostras apresentaram partículas finamente dispersas de

austenita na matriz ferrítica.

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