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Dissertação de Mestrado
“CARACTERIZAÇÃO DO COMPORTAMENTO EM
FLUÊNCIA DOS AÇOS INOXIDÁVEIS AISI 321 E AISI
441 PELA METODOLOGIA SAG TEST”
Denilson Pereira de Melo
II
Denilson Pereira de Melo
“CARACTERIZAÇÃO DO COMPORTAMENTO EM FLUÊNCIA DOS AÇOS
INOXIDÁVEIS AISI 321 E AISI 441 PELA METODOLOGIA SAG TEST”
Dissertação de Mestrado apresentada
ao Curso de Engenharia de Materiais
da Rede Temática em Engenharia de
Materiais da Universidade Federal de
Ouro Preto para a obtenção do Grau
de Mestre em Engenharia de
Materiais.
Área de concentração: Análise e Seleção de Materiais
Orientador: Prof. Dr. Geraldo Lúcio de Faria
Ouro Preto, 19 Março de 2021
Melo, Denilson Pereira de .MelCaracterização do comportamento em Fluência dos Aços InoxidáveisAISI 321 e AISI 441 pela Metodologia Sag Test.. [manuscrito] / DenilsonPereira de Melo. - 2021.Mel97 f.: il.: color., gráf., tab..
MelOrientador: Prof. Dr. Geraldo Lúcio de Faria.MelDissertação (Mestrado Acadêmico). Universidade Federal de OuroPreto. Rede Temática em Engenharia de Materiais. Programa de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais.MelÁrea de Concentração: Análise e Seleção de Materiais.
Mel1. Aço inoxidável - AISI 441. 2. Aço inoxidável - AISI 321. 3.Metodologia - Sag Test. 4. Veículos automotivos - Sistema de Exaustão. I.Faria, Geraldo Lúcio de. II. Universidade Federal de Ouro Preto. III. Título.
Bibliotecário(a) Responsável: Maristela Sanches Lima Mesquita - CRB-1716
SISBIN - SISTEMA DE BIBLIOTECAS E INFORMAÇÃO
M528c
CDU 620
MINISTÉRIO DA EDUCAÇÃO UNIVERSIDADE FEDERAL DE OURO PRETO
REITORIA ESCOLA DE MINAS
DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA METALURGICA E DEMATERIAIS
FOLHA DE APROVAÇÃO
Denilson Pereira de Melo
Caracterização do Comportamento em Fluência dos Aços Inoxidáveis AISI 321 e AISI 441 pela Metodologia Sag Test
Dissertação apresentada ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais da Rede Temá�ca em Engenharia de Materiais da Universidade Federalde Ouro Preto como requisito parcial para obtenção do �tulo de Mestre em Engenharia de Materiais.
Aprovada em 19 de março de 2021
Membros da banca
Prof. Dr. Geraldo Lúcio de Faria – OrientadorUniversidade Federal de Ouro Preto
Profª Dra. Maria Aparecida Pinto
Universidade Federal de Ouro Preto
Prof. Dr. Rhelman Rossano Urzêdo QueirozIns�tuto Federal de Educação Tecnológica de Minas Gerais
Campus Ouro Preto
Geraldo Lúcio de Faria, orientador do trabalho, aprovou a versão final e autorizou seu depósito no Repositório Ins�tucional da UFOP em 29/04/2021
Documento assinado eletronicamente por Geraldo Lucio de Faria, PROFESSOR DE MAGISTERIO SUPERIOR, em 03/05/2021, às 09:29, conformehorário oficial de Brasília, com fundamento no art. 6º, § 1º, do Decreto nº 8.539, de 8 de outubro de 2015.
A auten�cidade deste documento pode ser conferida no site h�p://sei.ufop.br/sei/controlador_externo.php?acao=documento_conferir&id_orgao_acesso_externo=0 , informando o código verificador 0166169 e o código CRC 14E75845.
Referência: Caso responda este documento, indicar expressamente o Processo nº 23109.004079/2021-78 SEI nº 0166169
R. Diogo de Vasconcelos, 122, - Bairro Pilar Ouro Preto/MG, CEP 35400-000 Telefone: 3135591561 - www.ufop.br
VI
Agradecimentos
Em primeiro lugar, agradeço a Deus por tudo na minha vida e ao meu orientador,
Professor Dr. Geraldo Lúcio de Faria, por todo tempo despendido com motivação,
dedicação, explicações, ideias e interpretações com as quais foi possível realizar
esse trabalho.
Desejo igualmente agradecer a Professora Dr. Maria Aparecida Pinto pelo
aprendizado e sempre solícita durante todo esse tempo de convívio e trabalho no
laboratório e também ao Professor Dr. Rhelman Rossano Urzêdo Queiroz pela
colaboração na compilação deste documento com ideias e correções.
Agradeço aos companheiros de trabalho, Paulo Sérgio Moreira, Sidney Cardoso
Araújo, Graciliano Dimas Francisco e ao doutorando Charles Henrique Xavier
Morais Magalhães por todo tempo, empenho, boa vontade e conhecimento
despendido nessa pesquisa.
Agradeço as minhas irmãs pelo apoio e motivação e a minha esposa e filhos (a)
pela paciência, compreensão e entusiasmo na realização desse trabalho e, por
fim, aos meus pais Ubiracy Pereira de Mello (in memoriam) e Maria Aparecida de
Mello que sem eles nada disso seria possível.
VII
SUMÁRIO
RESUMO................................................................................................................ IX
ABSTRACT ............................................................................................................. X
LISTA DE FIGURAS .............................................................................................. XI
LISTA DE TABELAS ........................................................................................... XVI
LISTA DE NOTAÇÕES, ABREVIAÇÕES E SÍMBOLOS .................................... XVII
1. INTRODUÇÃO .................................................................................................... 1
2. OBJETIVOS ........................................................................................................ 6
2.1. Objetivo Geral ............................................................................................... 6
2.2. Objetivos Específicos.................................................................................... 6
3. REVISÃO BIBLIOGRÁFIA................................................................................... 7
3.1. Aços Inoxidáveis ........................................................................................... 7
3.1.1. Aços Inoxidáveis Austeníticos .............................................................. 12
3.1.2. Aço Inoxidável Austenítico AISI 321 ..................................................... 16
3.1.3. Aços Inoxidáveis Ferríticos .................................................................. 22
3.1.4. Aço Inoxidável Ferrítico AISI 441 ......................................................... 26
3.2. Componentes do Sistema de Exaustão Automotivo ................................... 30
3.3. O Fenômeno de Fluência ........................................................................... 32
3.3.1. Mecanismos de deformação por fluência ............................................. 34
3.3.2. Mecanismo Nabarro-Herring ................................................................ 36
3.3.3. Mecanismo Coble................................................................................. 36
3.3.4. Mecanismo Harper-Dorn ...................................................................... 37
3.4. Precipitação em Aços Inoxidáveis .............................................................. 45
4. MATERIAIS E MÉTODOS................................................................................. 49
4.1. Materiais ..................................................................................................... 49
4.2. Procedimentos Experimentais .................................................................... 49
VIII
4.2.1. Caracterização do Estado de Entrega .................................................. 49
4.2.2. Ensaios de Fluência pela Metodologia Sag Test ................................. 51
4.2.3. Tratamentos Isotérmicos de Crescimento de grão ............................... 53
4.2.4. Efeito do Crescimento de Grão Sobre o Comportamento em Fluência
Sag Test nos Aços Estudados ....................................................................... 53
5. RESULTADOS E DISCUSSÃO ......................................................................... 55
5.1. Análise química .......................................................................................... 55
5.2 Análises Microestrutural do Estado de Entrega ........................................... 56
5.3 Caracterização Mecânica do Estado de Entrega ......................................... 60
5.4. Ensaios de Fluência pela Metodologia Sag Test ........................................ 64
5.5 Influência da Temperatura e do Tempo sobre o Crescimento de Grão ....... 77
5.6 Efeito do Crescimento de Grão Sobre a Ductilidade em Fluência Sag Test 81
6. CONCLUSÕES ................................................................................................. 87
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ...................................................................... 90
IX
RESUMO
O sistema de exaustão dos automóveis vem passando por grande avanço
tecnológico nas últimas décadas, tanto para atender às novas legislações
ambientais, quanto para minimização de custo, assim como alcançar maior
durabilidade e eficiência dos componentes do sistema. Há uma tendência mundial
em se substituir os clássicos motores aspirados por motores turbinados. Com a
implementação do sistema turbo, as temperaturas máximas de trabalho de alguns
componentes do escapamento aumentam de 900°C para 1050°C e,
consequentemente, a seleção de materiais para a manufatura dos mesmos é algo
crítico. Devido a este cenário, os aços inoxidáveis têm sido os materiais mais
utilizados para superar esses desafios da atualidade e, para isto, vários trabalhos
científicos vêm sendo realizados para se obter as melhores condições de
viabilidade econômica e performática dos sistemas de exaustão dos automóveis.
Nesse contexto, esse trabalho avaliou o comportamento em fluência (Sag Test) do
aço inoxidável ferrítico AISI 441, geralmente utilizado na manufatura de coletores
e catalizadores de veículos com motores aspirados, comparando-o com o
desempenho do aço inoxidável austenítico AISI 321. Os resultados mostraram que
o comportamento em fluência dos aços AISI 321 e AISI 441 são semelhantes nas
temperaturas de 900°C e 950°C. Entretanto, na temperatura de 1000°C o aço AISI
441 apresentou uma expressiva mudança de comportamento, atingindo uma
flecha máxima de 26mm após 100h de ensaio, enquanto o aço AISI 321
apresentou apenas 5mm. Baseado nos resultados obtidos, pode-se afirmar que o
aço AISI 441 apresenta desempenho limitado em fluência para aplicação em
escapamentos automotivos com motorização turbo. Em um segundo momento da
pesquisa foi avaliado se o crescimento de grão seria uma metodologia viável para
melhorar o desempenho dos dois aços quanto ao seu comportamento em fluência,
e foi constatado a inviabilidade da metodologia pelos inexpressíveis resultados
alcançados associado ao alto custo do processo. Apesar da dificuldade em se
avaliar os mecanismos de fluência mais atuantes, aplicando-se a metodologia aqui
proposta, sugere-se que o mecanismo de fluência preponderante nos casos
estudados foi o de difusão com importante componente Harper-Dorn.
Palavras-chave: Aço inoxidável ferrítico AISI 441, aço inoxidável austenítico AISI
321, fluência, metodologia Sag test, sistema de exaustão.
X
ABSTRACT
The automotive exhaust system has undergone great technological advances in
recent decades, both to meet the new environmental legislation and to minimize
cost, as well as to achieve greater durability and efficiency of the system
components. There is a worldwide trend to replace the classic aspirated engines
with turbocharged engines. With the implementation of the turbo system, the
maximum working temperatures of some exhaust components increase from
900°C to 1050°C and, consequently, the selection of materials for their
manufacturing is critical. Due to this scenario, stainless steels have been the most
used materials to overcome these current challenges and, for this, several
scientific works have been carried out to obtain the best conditions of economic
and performance viability of the exhaust system of automobiles. In this context, this
work evaluated the creep behavior (Sag Test) of ferritic stainless steel AISI 441,
generally used in the manufacture of collectors and catalysts for vehicles with
aspirated engines, comparing it with the performance of AISI 321 austenitic
stainless steel. The obtained results showed that the creep behavior of AISI 321
and AISI 441 steels is similar at 900°C and 950°C. however, at 1000°C, the AISI
441 steel presented a significant change in the behavior, reaching a maximum
arrow of 26mm after 100h of testing, while the AISI 321 steel presented only 5mm.
Based on the obtained results, it can be stated that the AISI 441 steel has limited
creep performance for application in automotive exhaust with turbo engine. In the
second moment of this research, it was evaluated if the grain growth would be a
viable methodology to improve the performance of the two steels regarding their
creep behavior. It was concluded that this methodology is not viable due to the
inexpressible achieved results in association with the high cost of the process.
Despite the difficulty in evaluating the most active creep mechanisms applying Sag
Test methodology, it was suggested that the predominant creep mechanism in the
studied cases was diffusion, with an important Harper-Dorn component.
Keywords: Ferritic stainless steel AISI 441, austenitic stainless steel AISI 321,
creep, sag test methodology, exhaust system.
XI
LISTA DE FIGURAS
Figura 3.1 - Faixas de concentração de cromo e níquel (em % em peso) dos
principais tipos de aços inoxidáveis. ..................................................................... 10
Figura 3.2 - Redução da solubilidade do carbono obtida pela adição de titânio.... 14
Figura 3.3 - Fenômeno de sensitização. ............................................................... 15
Figura 3.4 - Apresenta micrografias (MEV) do aço austenítico 310s que sofreu
corrosão intergranular devido à sensitização: em (a) ataque em solução corrosiva
por 2 horas a 1150°C. em (b) tratamento de envelhecimento por 2 horas à 700°C.
em (c) tratamento de envelhecimento por 2 horas `800°C em (d) tratamento de
envelhecimento por 2 horas a 900°C. ................................................................... 15
Figura 3.5 - Micrografia do aço inoxidável AISI 321. Ataque eletrolítico, 10%
oxálico, 500X. ........................................................................................................ 17
Figura 3.6 – MET- Recuperação e recristalização dinâmica em 3.6(a) deslizamento
de discordâncias a 880°c. em 3.6(b) recuperação dinâmica a 900°c. em 3.6(c e d)
recristalização dinâmica completa a 1000°C e 1100°C.. ....................................... 18
Figura 3.7 - Curva TTT para os precipitados de TiC e Cr23C6 para o aço AISI 321.
.............................................................................................................................. 20
Figura 3.8 - Tratamento termomecânico seguido de recozimento de reversão para
o aço. AISI 321.No primeiro momento (Recozimento à 1200°C), no segundo
momento (Laminação à frio), no terceiro momento (Laminação nas temperaturas
de 700°C a 900°C nos tempos de 2h,5h,10h,15h,25h). ........................................ 21
Figura 3.9 - Variação da camada de óxido do aço AISI 441. Em (a) microscopia
óptica da seção transversal com a influência da variação do tempo e H2O
constante. Em (b) microscopia óptica da seção transversal com a influência da
variação da H2O e o tempo constante. .................................................................. 25
Figura 3.10 - Micrografias TEM do aço AISI 441 tratadas à 850°C e depois
recozidas à 750°C. Em (a) observa-se a fase de Laves precipitada em contornos
XII
de grão e subgrãos. Em (b) observa-se a fase de Laves nucleada e precipitada em
contornos de subgrão. ........................................................................................... 28
Figura 3.11 - Micrografias TEM e EDX da fase Laves do aço AISI 441 tratado a
850°C por 2 horas e depois recozida por 30 minutos à 600°C. Em (a) destaca-se o
contorno de grão grosseiro com a fase Laves precipitada no contorno. Em (b) a
mesma região com ampliação mostrando fase de Laves precipitada e nucleada a
600°C em contornos de subgrãos e discordâncias. .............................................. 29
Figura 3.13 - Mapa de deformação por fluência do níquel puro. ........................... 35
Figura 3.14 – MET- Evidência micrográfica da movimentação do contorno de grão.
.............................................................................................................................. 37
Figura 3.15 –MET- Multiplicação de discordâncias (CIMM, 2021). ....................... 38
Figura 3.16 – MO - MICROGRAFIA DO AÇO 16CR5TI. ....................................... 39
Figura 3.17 - Crescimento médio dos grãos no ensaio SAG TEST a 850°C e
950°C. ................................................................................................................... 40
Figura 3.18 – MO - Micrografia das duas ligas tratadas a 1050ºC. ....................... 41
Figura 3.19 - Comparação dos dois métodos de ensaio de fluência (CANTILEVER
E 2 PONTOS). ....................................................................................................... 42
Figura 3.20 - Comparação do comportamento em fluência cantilever sag test das
ligas A e B submetidas a 15MPa. .......................................................................... 43
Figura 4.1 - (A) geometria e dimensões dos corpos de prova e suportes para
ensaios de fluência (base de medida em mm); (B) dispositivo Sag Test com corpo
de prova posicionado para ensaio. ........................................................................ 51
Figura 4.2 - (A) fotografia de corpos de prova ensaiados e ainda posicionados no
dispositivo Sag Test; (B) esquema ilustrando a flecha de fluência em um corpo de
prova. .................................................................................................................... 52
Figura 5.1 - (A) micrografia do aço inoxidável austenítico AISI 321, no estado de
entrega, seção longitudinal, aumento de 200x – MO; (B) micrografia do aço
inoxidável austenítico AISI 321, no estado de entrega, seção longitudinal, aumento
de 500x – MO. Ataque Eletrolítico HNO3 60%. ..................................................... 57
XIII
Figura 5.2 - (A) micrografia do aço inoxidável austenítico AISI 321, no estado de
entrega, ................................................................................................................. 57
seção longitudinal, aumento 1000x – MEV; (B) mapa de análise EDS realizado no
aço AISI 321 no estado de entrega, seção longitudinal. ....................................... 57
Figura 5.3 - (A) micrografia do aço inoxidável ferrítico 441, no estado de entrega,
seção longitudinal, aumento de 200 x. (B) micrografia do aço inoxidável ferrítico,
no estado de entrega, seção longitudinal, aumento de 500x – MO. Ataque
eletrolítico oxálico 10%. ......................................................................................... 59
Figura 5.4 - (A) micrografia do aço inoxidável ferrítico AISI 441, no estado de
entrega, seção longitudinal, aumento 1000x – MEV; (B) mapa de análise EDS
realizado no aço AISI 441 no estado de entrega, seção longitudinal. Ataque
eletrolítico oxálico 10%. ......................................................................................... 59
Figura 5.5 - Mapa de análise EDS realizado no aço AISI 441 no estado de entrega
ilustrando a nucleação heterogênea de carbonetos de nióbio nas faces de uma
partícula de nitreto de titânio. Ataque Eletrolítico Oxálico 10%. ............................ 60
Figura 5.6 - Perfis de microdureza medidos ao longo da espessura para os aços
AISI 321 e AISI 441. ............................................................................................... 61
Figura 5.7 - Curvas σ x ε de engenharia para os aços (A) AISI 321 e (B) AISI 441.62
Figura 5.8 - Região de encruamento uniforme da curva verdadeira σv x εv para os
aços (A) AISI 321 e (B) AISI 441, com suas respectivas derivadas de primeira
ordem. ................................................................................................................... 63
Figura 5.9 - Coeficiente de encruamento (n) em função da deformação verdadeira
(v) para os aços (A) AISI 321 e (B) AISI 441. ....................................................... 64
Figura 5.10 - Flechas de fluência medidas para chapas de 2mm dos aços (A) AISI
321 e (B) AISI 441 em função da temperatura e do tempo de ensaio. .................. 66
Figura 5.11 - Micrografias do aço inoxidável austenítico AISI 321 submetido aos
ensaios Sag Test (A) 5h a 900°C, (B) 100h a 900°C, (C) 5h a 1000°C e (D) 100h a
1000°C - seção longitudinal, aumento de 500X – MO. Ataque Eletrolítico HNO3
60%. ...................................................................................................................... 68
XIV
Figura 5.12 - Micrografia do aço inoxidável ferrítico 441 submetido aos ensaios
Sag Test (A) 5h a 900°C, (B) 100h a 900°C, (C) 5h a 1000°C e (D) 100h a 1000°C
- seção longitudinal, aumento de 500X – MO. Ataque Eletrolítico Oxálico 10%.... 69
Figura 5.13 - Comparação entre os tamanhos médios de grão do (A) aço AISI 321;
(B) aço AISI 441 no estado de entrega (E.E.) e submetidos a 5h e 100h de ensaio
Sag Test nas temperaturas de 900°C e 1000°C. .................................................. 70
Figura 5.14 - Perfis de microdureza medidos ao longo da espessura para os aços
(A) AISI 321 e (B) AISI 441 submetidos a 5h e 100h de ensaios Sag Test a 900°C
e 1000°C. .............................................................................................................. 72
Figura 5.15 - Micrografias de amostras do aço AISI 441 submetidas a ensaios de
fluência de 100h (A) a 900°C e (B) a 1000°C, destacando o crescimento de grão
ferrítico e a significativa dissolução de precipitados com o aumento da temperatura
– aumento 500x – MEV. Ataque eletrolítico oxálico 10%. ..................................... 74
Figura 5.16 - Efeito da temperatura e do tempo de tratamento isotérmico sobre o
crescimento de grão, na ausência de deformação, para os aços (A) AISI321 e (B)
AISI441. ................................................................................................................ 78
Figura 5.17 - Ajustes da Equação 5.5 aos dados de efeito da temperatura e do
tempo de tratamento isotérmico sobre o crescimento de grão, na ausência de
deformação, para os aços (A) AISI321 e (B) AISI441. .......................................... 79
Figura 5.18 - Flechas de fluência medidas para chapas de 2mm dos aços (a) AISI
321 previamente tratado por 5h a 1000°C e (b) AISI 441 previamente tratado por
100h a 1000°C na condição mais crítica de ensaio avaliada neste trabalho, ou
seja, 100h a 1000°C. ............................................................................................. 82
Figura 5.19 - Micrografias do aço inoxidável austenítico AISI 321 submetidos aos
ensaios Sag Test por 100h a 1000°C - seção longitudinal, (A) aumento de 100X,
(B) aumento de 200X – MO. Ataque Eletrolítico HNO3 60%. ................................ 84
Figura 5.20 - Micrografia do aço inoxidável ferrítico 441 submetidos aos ensaios
Sag Test por 100h a 1000°C - seção longitudinal, (A) aumento de 100X, (B)
aumento de 200X – MO. Ataque Eletrolítico Oxálico 10%. ................................... 84
Figura 5.21 - Comparação entre os tamanhos médios de grão dos aços AISI 321 e
AISI 441 após a realização de ensaios de fluência Sag Test considerando-se duas
XV
condições iniciais de microestruturas para os corpos de prova: grãos previamente
crescidos e microestrutura do estado de entrega. ................................................. 85
Figura 5.22 - Perfis de microdureza medidos ao longo da espessura para os aços
AISI 321 e AISI 441 submetidos a 100h de ensaios Sag Test a 1000°C após
tratamento térmico de crescimento de grão. ......................................................... 86
XVI
LISTA DE TABELAS
Tabela 1.1 - Aços normalmente usados em escapamentos pela Nippon Steel. ..... 4
Tabela 3.1 Aços inoxidáveis mais comuns com suas respectivas composições
químicas e propriedades medidas em tração. ....................................................... 12
Tabela 3.2- Especificação química de alguns aços inoxidáveis austeníticos ........ 13
Tabela 3.3 - Composição química típica de um do aço AISI 321 (% em peso). .... 17
Tabela 3.4- Especificações químicas de alguns tipos de aços inoxidáveis ferríticos
(% em peso máximo). ........................................................................................... 23
Tabela 3.5 - Aplicações e propriedades gerais de alguns tipos de aços inoxidáveis
ferríticos que atendam à classificação AISI. .......................................................... 24
Tabela 3.6 - Composições químicas típicas do aço AISI 441 (%em peso). .......... 28
Tabela 3.7 - Propriedades mecânicas do aço AISI 441 ........................................ 30
Tabela 3.8 - Tamanho médio dos grãos das ligas A e B. ...................................... 41
Tabela 4.1 – Especificação química dos aços inoxidáveis AISI 321 e AISI 441 (%
em peso). .............................................................................................................. 49
Tabela 5.1 – Composição química dos aços inoxidáveis estudados nesse trabalho
(% em peso). ......................................................................................................... 56
Tabela 5.2 - Principais parâmetros medidos por tração para os aços AISI 321 e
AISI 441................................................................................................................. 62
XVII
LISTA DE NOTAÇÕES, ABREVIAÇÕES E SÍMBOLOS
ABNT Associação Brasileira de Normas técnicas
AISI American Iron Steel Institute
ATMP Processamento termodinâmico avançado
CCC Cúbico de Corpo Centrado
CFC Cúbico de Face Centrada
CIMM Centro de informação METAL MECÂNICA
Cr23C6 Carboneto de cromo
EBSD Difração de elétrons retro- espalhados
γ Gama
HC Hexagonal Compacta
LTM Laboratório de tratamentos térmicos e Microscopia Óptica
Nox Óxidos de nitrogênio
SAED Seleção da área por difração de elétrons
Sc Escândio
σ Sígma
So42- íon sulfato
SPD Deformação plástica severa
Tf Temperatura de fusão
α Ferrita
α’ Fase alfa primário
1
1. INTRODUÇÃO
Sempre objetivando menor consumo de combustível, maior vida útil dos
componentes e também um bom acabamento do produto final, os aços inoxidáveis
vêm sendo utilizados pela indústria automobilística para alcançar tais objetivos. De
acordo com Inoue e Kikuchi (2003),
“O uso do aço inoxidável em automóveis começou como componentes de acabamento decorativos aproveitando a boa aparência do material, mas agora é usado para muitos componentes funcionais. Seu uso para componentes do sistema de exaustão, entre outros, aumentou notavelmente, representando agora mais da metade de todo o aço inoxidável para um automóvel.”
Nas últimas décadas, os sistemas de exaustão dos veículos automotores tiveram
grande evolução no que diz respeito ao quesito materiais, onde a substituição de
aços convencionais galvanizados ou aluminizados e/ou ferro fundido vem sendo
feita por aços inoxidáveis de alto desempenho. Entretanto, estes aços têm como
fator negativo o seu elevado custo quando se trata de aços ligados com níquel,
como no caso dos aços inoxidáveis austeníticos. Nesse contexto, ainda na década
de 1990, os aços inoxidáveis ferríticos foram propostos como uma boa alternativa
em muitos casos. Esta mudança é devido às novas regulamentações ambientais
que foram implementadas visando a redução da poluição atmosférica e do efeito
estufa, afirmou Itoh et al. (1995), mas com a evolução dos motores aspirados para
os motores turbos, melhores propriedades físicas e químicas são exigidas dos
aços utilizados nos componentes do sistema de exaustão dos automóveis.
Para atender as exigências atuais, o sistema de exaustão dos automóveis teve
grandes transformações tanto no que tange a materiais mais resistentes à
oxidação em altas temperaturas como também mais leves (densidade de
empacotamento). Essas mudanças foram feitas devido aos novos motores mais
eficientes quanto ao consumo de combustível que, por sua vez, trabalham com
uma razão combustível/oxigênio quase estequiométrica (Motores turbos) gerando,
com isso, gases de exaustão da queima com temperaturas mais altas. Em
automóveis com turbo alimentadores, as temperaturas dos gases de escape
podem chegar a 1050C°. Portanto, para que a durabilidade e viabilidade do
dispositivo de exaustão fossem economicamente e operacionalmente factíveis
muito investimento em pesquisas voltadas para este seguimento foi dispendido,
2
visto que o setor automotivo é muito competitivo (INOUE; KIKUCHI, 2003; DI
CUNTO, 2005).
Os aços inoxidáveis apresentam grande resistência à corrosão e à oxidação, mas
quando submetidos a ambientes de trabalho em alta temperatura estarão sujeitos
à sensitização que, a grosso modo, seria o empobrecimento em cromo da região
adjacente aos contornos de grão, que se precipita na forma de carboneto de
cromo, deixando esta região sujeita à corrosão intergranular e também mais
susceptíveis ao fenômeno de fluência.
Os materiais dos componentes do sistema de exaustão dos motores a combustão,
necessariamente precisam apresentar certas propriedades para conseguirem
desempenhar o seu papel de forma plena e viável. Por esse motivo os
componentes são submetidos a muitos ensaios e simulações por meio de ensaios
mecânicos e de corrosão. A Figura 1.1 apresenta um típico sistema de exaustão
automotivo com os principais componentes que o integram.
Figura 1.1 - O sistema de exaustão automotivo (FARIA, 2006).
O sistema de exaustão, como já foi dito, trabalha em temperaturas relativamente
elevadas, expostos a carregamentos mecânicos cíclicos e ao ataque químico
proveniente dos gases gerados na queima do combustível. No tocante ao
problema causado pela alta temperatura, esse dispositivo é severamente exigido
para responder bem ao fenômeno de fluência, que segundo Meyers e Chawla
(1981), é um fenômeno onde o material tem um comportamento anelástico em
3
altas temperaturas e que é causa de grande parte das falhas dos materiais
conjuntamente com a fadiga.
Segundo Meyers e Chawla (1981), a fluência se caracteriza por um escoamento
um tanto quanto lento do material, quando este sofre um carregamento estático e
é exposto a uma temperatura elevada. Normalmente, essas temperaturas que
acionam os mecanismos de fluência são aquelas superiores a 1/3 da temperatura
de fusão do material. Quanto maior a temperatura, maior será a cinética de
deformação do material.
Vários fatores e mecanismos influenciam nas propriedades dos aços no que diz
respeito ao fenômeno de fluência. Para citar alguns deles, pode-se escrever:
percentual de precipitados na matriz, difusão de átomos nos contornos de grão,
deslizamento de discordâncias, tamanho de grão, temperatura de trabalho e
outros. Devido às condições severas de trabalho do sistema de exaustão
automotivo, vários estudos têm sido realizados em vários aços que são usados
nos diferentes componentes que o compõe. A Tabela 1.1 mostra os diferentes
aços usados normalmente na montagem de um sistema de exaustão automotivo,
ainda com motores aspirados.
4
Tabela 1.1 - Aços normalmente usados em escapamentos pela Nippon Steel.
Classes
de aço
Principais
elementos de
liga
Aços semelhantes
na norma JIS
Aplicações típicas
YUS
409D
11Cr - Ti SUH 409L Silenciador, tubo central,
tubo frontal
YUS 432 18Cr – 0.5Mo-Ti SUS 436J1L Silenciador, tubo frontal
YUS 436S 18Cr-0.5Mo-Ti SUS 436L Silenciador, tubo frontal
YUS
450MS
14Cr-0.5Mo-Ti-
Nb
SUS 429 Coletor de escape
YUS 180 19Cr-Nb SUS 430J1L Coletor de escape, tubo
frontal, blindagem do
conversor
YUS
190EM
19Cr-1.7Mo-Ti-
Nb
SUS 444 Coletor de escape
YUS
205M1
20Cr-5Al ---------- Blindagem do catalisador
SUS 304 18Cr-18Ni ---------- Tubo traseiro
YUS 731 19Cr-13Ni-3Si-
0.7Cu
SUS XM15J1 Tubo interno do coletor de
tubo duplo, tubo flexível
(INOUE e KIKUCHI, 2003)
Pode-se observar, na Tabela 1.1, que os aços inoxidáveis ferríticos são
majoritariamente usados nos sistema de exaustão automotivo, isso se deve ao
menor custo e importantes propriedades mecânicas, físicas e químicas desses
aços que, para motores aspirados, atendem perfeitamente às exigências. Os aços
inoxidáveis ferríticos, por apresentarem um coeficiente de expansão térmica
menor do que os aços inoxidáveis austeníticos, deformam-se menos quando
submetidos a altas temperaturas, e esta característica faz deles um bom material
5
para ser usado em vários componentes do sistema de exaustão, principalmente
no coletor de escape onde as temperaturas são mais altas. Aliado a isto, destaca-
se ainda o seu menor custo em relação aos aços inoxidáveis austeníticos
(GALLO,1999). Entretanto, com o aumento da temperatura de trabalho em
decorrência da utilização do sistema turbo, estudos complementares precisam ser
feitos com o objetivo de se avaliar o comportamento desses aços nesse novo
cenário.
Alguns pesquisadores já vêm desenvolvendo trabalhos a esse respeito e têm
mostrado que com o aumento da temperatura, a estabilidade de fases secundárias
é afetada e a precipitação, ou dissolução das mesmas, a depender da temperatura
de trabalho, pode deteriorar o desempenho dos materiais sob alguns aspectos,
visto que, com a introdução do sistema turbo, uma consequência imediata é o
aumento da temperatura de trabalho desses componentes, podendo a chegar até
1050°C.
Uma opção de solução para o novo ambiente de trabalho são os aços inoxidáveis
austeníticos por apresentarem melhor resistência à corrosão em altas
temperaturas em relação aos ferríticos, porém seu custo é mais elevado devido à
presença do elemento níquel em sua composição química, como é o caso do aço
inoxidável AISI321 (JUUTI, 2019; HUA, 1997; FARIA 2006).
Enfim, percebendo uma lacuna de conhecimento a respeito do comportamento em
fluência pela metodologia Sag Test em temperaturas elevadas, esse trabalho
propõe avaliar o comportamento em fluência do aço inoxidável ferrítico AISI 441,
geralmente utilizado na manufatura de coletores e catalizadores de veículos com
motores não turbinados, comparando-o com o desempenho do aço inoxidável
austenítico AISI 321, de maior custo de fabricação, mas que tem sido cogitado
como possível candidato para a fabricação desses componentes para automóveis
com motorização turbo.
6
2. OBJETIVOS
2.1. Objetivo Geral
Nesse trabalho tem-se como objetivo caracterizar o comportamento em fluência,
pela metodologia Sag Test, dos aços inoxidável austenítico AISI 321 e inoxidável
ferrítico AISI 441, visando avaliar os seus desempenhos para aplicação como
componentes do sistema de exaustão automotivo.
2.2. Objetivos Específicos
● Caracterizar microestruturalmente e mecanicamente os aços AISI 321 e
AISI 441 em seu estado de entrega;
● Caracterizar o comportamento em fluência, pela metodologia Sag Test, dos
aços AISI 321 e AISI 441 em seu estado de entrega;
● Avaliar o efeito de temperaturas e intervalos de tempo de tratamentos
isotérmicos sobre o tamanho de grão dos aços AISI 321 e AISI 441;
● Avaliar o efeito do tamanho de grão na resistência à fluência, pela
metodologia Sag Test, dos aços AISI 321 e AISI 441;
● Tentar descrever quais mecanismos de deslizamento são mais atuantes no
fenômeno de fluência ocorrido nos aços AISI 321 e AISI 441.
7
3. REVISÃO BIBLIOGRÁFIA
3.1. Aços Inoxidáveis
O embasamento científico para a descoberta dos aços inoxidáveis pode ser
creditado aos metalurgistas Monnartz, Guillet, Giesen e A.M. Portevin devido aos
seus trabalhos no início do século XX. França, Inglaterra e a Alemanha são os
países pioneiros nos estudos sobre aços inoxidáveis, seguido pelos EUA que, no
ano de 1911, desenvolveram o aço inoxidável ferrítico com as pesquisas dos
metalurgistas Christian Dantsizen e Frederick Becket (PADILHA, 2002).
O objetivo final desses estudos era conseguir, de alguma forma, aumentar a
resistência à corrosão e oxidação dos aços e, consequentemente, ter-se um
menor custo de manutenção das estruturas de aços, pois a maioria dos metais,
salvo raras exceções, tende a voltar para seu estado de menor energia, ou seja,
voltam a ser óxidos metálicos ou sais.
O aço inoxidável é uma liga composta de ferro, carbono e cromo, contendo em
sua composição química no mínimo 10,5% (em peso) de cromo, seu principal
componente. A resistência à corrosão desses aços é devido a uma camada
protetora formada de óxido de cromo que impede o metal base de fazer contato
com a atmosfera oxidante ou corrosiva. Vários elementos de ligas como níquel,
titânio, silício, molibdênio, alumínio, nióbio, nitrogênio e selênio podem ser
adicionados aos aços inoxidáveis de acordo com as propriedades almejadas para
um determinado propósito (CIMM, 2019).
Os aços inoxidáveis vêm ganhando cada vez mais destaque no dia-a-dia por
terem grande praticidade e versatilidade. Eles são usados em vários segmentos
da indústria, pois, possuem grande capacidade de conformação, baixo custo de
manutenção e apresentam desempenho de excelência em diferentes ambientes
de trabalho. Podem ser usados em peças de arquitetura e construção civil devido
ao seu bom acabamento superficial, ou em ambientes de trabalho agressivos
onde se requer altas temperaturas e contato com atmosferas oxidantes e
corrosivas.
A perda de peças metálicas por ação da corrosão tem preocupado engenheiros e
metalurgistas que procuram constantemente não só aperfeiçoar ou desenvolver
8
novos métodos de proteção, como também aperfeiçoar ou criar novas ligas que
apresentem a característica de resistência à corrosão (PADILHA, 2002;
CHIAVERINI, 2008).
A adição de cromo à composição de um aço aumenta a sua resistência à oxidação
e corrosão. Aços com teores de cromo superiores a 12% em massa podem ser
considerados resistentes à oxidação dependendo do meio onde serão
empregados (CHIAVERINI, 2008).
De acordo com Davis (1994), a classificação dos aços inoxidáveis baseia-se na
microestrutura observada na temperatura ambiente, resultante da adição de
elementos de liga e processos termomecânicos realizados. Portanto, de maneira
simples, os aços inoxidáveis podem ser classificados da seguinte forma: Aços
Inoxidáveis Ferríticos; Aços Inoxidáveis Austeníticos; Aços Inoxidáveis
Martensíticos; Aços Inoxidáveis Duplex; Aços Inoxidáveis Endurecíveis por
Precipitação. Os aços inoxidáveis da classe 300 são todos austeníticos, já os da
classe 400 podem ser tanto ferríticos quanto martensíticos.
Os aços inoxidáveis ferríticos apresentam menor resistência à corrosão em
relação aos inoxidáveis austeníticos, porém são mais resistentes à corrosão sob
tensão em meios contendo cloretos, corrosão atmosférica e à oxidação. Os aços
inoxidáveis ferríticos são representados pela classe de aços 400 (Faria, 2006). Os
aços inoxidáveis austeníticos são ligas à base de Fe-Cr-Ni e outras adições, que
têm a finalidade de alterar suas propriedades e a microestrutura em função do Ni
ser um elemento fortemente gama-gêneo. Essas ligas têm como microconstituinte
principal a austenita que é uma fase com estrutura cristalina cúbica de face
centrada (CFC). Nesses aços, o teor de cromo está entre 15% e 26%, o que
confere ao material boa resistência à corrosão. A fim de estabilizar a austenita,
podem ser adicionados entre 7% a 37% de níquel e outros elementos como
molibdênio, titânio e manganês a fim de melhorar as propriedades mecânicas e de
corrosão desses aços (TOO 2002; FARIA, 2006; TERADA, 2008 e McGUIRE,
2008).
Como o próprio nome diz, os aços inoxidáveis martensíticos possuem
microestrutura martensítica, com estrutura cristalina tetragonal de corpo centrado
que é obtida a partir do resfriamento de uma microestrutura austenítica prévia.
9
Essa classe de aços inoxidáveis possui teores de cromo que podem variar de 11%
a 18%, com níquel máximo na ordem de 4% e fração em peso de carbono entre
0,1% e 1,0%. Além desses elementos, podem ser adicionados outros como
molibdênio, vanádio, nióbio, alumínio, cobre e titânio com a finalidade de melhorar
as propriedades mecânicas. Esses aços são utilizados em condições onde se
deseja aliar boa resistência mecânica e à corrosão, tendo aplicação em
tubulações na indústria do petróleo, revestimentos de cilindros laminadores,
rotores de bombas, entre outros (McGUIRE, 2008).
Os aços inoxidáveis duplex são constituídos basicamente por ferro, cromo e
níquel, com adições de alguns elementos com a finalidade de estabilizar as fases
e melhorar as propriedades mecânicas e químicas. Esses aços possuem
microestrutura ferrita-austenita em proporções aproximadamente iguais. Suas
propriedades mecânicas e de corrosão consistem na combinação otimizada das
propriedades dos aços inoxidáveis ferríticos e austeníticos. Essa classe de aços é
amplamente utilizada nas indústrias químicas, de papel e celulose, óleo e gás,
entre outras (MAGALHÃES, 2017).
Os aços inoxidáveis endurecíveis por precipitação possuem teores de cromo entre
12% e 18% e níquel entre 3% e 10%, bem como adições de cobre, titânio e
alumínio que promovem endurecimento por precipitação após tratamento térmico.
Alguns compostos formados por esses elementos são solubilizados durante um
tratamento térmico controlado de solubilização e, após uma etapa denominada
envelhecimento, reprecipitam de forma muito refinada na matriz, endurecendo o
material pelo mecanismo de precipitação. Essa classe de material tem como
principal característica boas propriedades mecânicas, porém possui,
relativamente, resistência à corrosão moderada, uma vez que os precipitados
existentes na sua microestrutura atuam como agentes que podem facilitar alguns
mecanismos de corrosão (McGuire, 2008). A Figura 3.1 apresenta os principais
tipos de aços inoxidáveis nos seus campos de existência considerando os teores
de cromo e de níquel.
10
Figura 3.1 - Faixas de concentração de cromo e níquel (em % em peso) dos principais
tipos de aços inoxidáveis (Adaptado de PADILHA, 2002).
Até pouco tempo atrás, acreditava-se que a alta resistência à oxidação e corrosão
dos aços inoxidáveis se dava devido à adição do cromo que, por sua vez,
propiciava a formação de uma fina camada passiva de óxidos na superfície do aço
com espessura aproximada de 40 angstrons. Esse fenômeno é chamado de
passivação, e que ocorria com a formação de óxido de ferro, cromo e de outros
elementos de liga em contato com o oxigênio atmosférico.
Entretanto, não havia total consenso sobre os mecanismos que envolviam este
fenômeno. Para promover um melhor entendimento e consolidar essa teoria,
estudiosos fizeram experiências com aço-carbono em atmosfera sem umidade
com altas temperaturas e o aço-carbono não oxidou. Porém, uma barra de aço-
carbono em um recipiente com água desoxigenada com adição de nitrogênio
oxidou. Por esta constatação, pode-se especular que o filme passivo dos aços
inoxidáveis tem sua formação com as reações que ocorrem entre o corpo metálico
e a água formando um composto oxihidróxido de ferro e cromo (Carbó, 2008).
Esta fina camada de óxidos é que confere aos aços inoxidáveis a resistência à
11
corrosão e à oxidação, resistindo à interação e dissolução dos elementos nos
ambientes agressivos de trabalho.
Inovações tecnológicas e novos produtos vêm sendo desenvolvidos no setor de
aços especiais planos de forma bastante dinâmica. No campo dos aços
inoxidáveis, estão sendo atualmente produzidos em maior escala os inoxidáveis
duplex, que possuem maiores resistências mecânica e à corrosão do que os
tradicionais aços inoxidáveis austeníticos. Sua aplicação é principalmente em
tubos flexíveis para a exploração de petróleo, particularmente em águas
profundas.
De forma simples, os aços inoxidáveis são geralmente utilizados em ambientes
degradantes, sejam oxidantes ou corrosivos. Os equipamentos que empregam
estes aços incluem turbinas a gás, caldeiras a vapor de alta temperatura, fornos
de tratamento térmico, aeronaves, mísseis e unidades geradoras de energia
nuclear (CALLISTER, 2001).
Conforme as condições do ambiente de trabalho e dos esforços que estarão
sujeitos os componentes de uma determinada estrutura, tipos específicos de aços
inoxidáveis são empregados para que se atinjam os objetivos com maior
desempenho possível, ou seja, com segurança, durabilidade, eficiência e, por fim,
mantendo sua integridade sob tais condições. Sendo para isso necessário
conhecer suas características físicas, químicas e mecânicas. A Tabela 3.1
apresenta alguns aços inoxidáveis mais comuns com suas respectivas
composições químicas e propriedades em tração.
12
Tabela 3.1 Aços inoxidáveis mais comuns com suas respectivas composições químicas e
propriedades medidas em tração.
(Adaptado de PADILHA, 2018)
Neste trabalho tem-se como objeto de estudo dois aços inoxidáveis, sendo um aço
inoxidável austenítico AISI 321 e o outro um aço inoxidável ferrítico AISI 441.
Sendo assim, será dada, nos tópicos a seguir, uma ênfase sobre as principais
características desses aços que serão investigados.
3.1.1. Aços Inoxidáveis Austeníticos
Os aços inoxidáveis austeníticos são ligas constituídas de ferro e cromo e
apresenta estrutura cúbica de face centrada (CFC) e, devido ao seu baixo teor de
carbono (em alguns casos podem chegar a um percentual inferior à 0,02% de C),
eles não são endurecíveis por tratamentos térmicos. Em sua fabricação, são
adicionados elementos de liga denominados estabilizantes da austenita como o
níquel, manganês e nitrogênio. Apesar de não serem endurecíveis por tratamentos
térmicos, os aços inoxidáveis austeníticos podem passar por tratamentos térmicos
para outros fins, por exemplo, solubilização, alívio de tensões, estabilização e
tratamentos termoquímico (CHIAVERINI, 2008).
13
Basicamente, a composição química dos aços inoxidáveis austeníticos varia de
16% a 26% de cromo, e a concentração de níquel pode chegar até 35%.
Outros elementos de liga também são usados com o objetivo de se alterar a
microestrutura visando melhorar alguma propriedade específica. De acordo com
Koch et al. (2002), os aços inoxidáveis austeníticos são utilizados em larga escala
devido à combinação entre resistência mecânica, capacidade de conformação e
resistência à corrosão. A Tabela 3.2 apresenta alguns aços austeníticos com suas
especificações químicas.
Tabela 3.2- Especificação química de alguns aços inoxidáveis austeníticos.
(Adaptado de PISANO, 2017)
As propriedades que mais se destacam nesta classe de aços são a alta
resistência à oxidação e a resistência à corrosão e, para que este aço adquira
maior resistência mecânica, são adicionados elementos de liga como o titânio e
molibdênio. O incremento destas propriedades propicia uma ampla variedade de
empregabilidade deste material em diferentes setores da indústria.
Estes aços, quando submetidos a determinados intervalos de temperatura, podem
sensitizar, devido à precipitação de carbonetos de cromo nos contornos dos grãos,
tornando-se susceptíveis à corrosão intergranular. Umas das formas de se evitar
esta corrosão intergranular é a adição de titânio e nióbio nestes aços. Estes
elementos têm maior afinidade de combinação com o carbono e formam os
14
carbonetos de titânio e de nióbio evitando, desta forma, a sensitização (SILVA,
1988; CHIAVERINI,2008).
Como apresentado na Figura 3.2, pode-se fazer uma boa análise do efeito do
titânio na redução da solubilidade de carbono no aço inoxidável 18-8 (AISI 321)
com a adição de 0,5% desse elemento.
Figura 3.2 - Redução da solubilidade do carbono obtida pela adição de titânio (Adaptado
de CHIAVERINE, 2008).
Para uma melhor visualização e compreensão do fenômeno de sensitização dos
aços inoxidáveis austeníticos, a Figura 3.3 mostra um desenho esquemático do
fenômeno de sensitização. A Figura 3.4 mostra imagens da corrosão intergranular
do aço inoxidável AISI 310S que passou por tratamentos térmicos de
envelhecimento à 700°C, 800°C e 900°C após ataque em solução corrosiva de
H2S e HCl à 1150°C em autoclave de alta temperatura e pressão.
15
Figura 3.3 - Fenômeno de sensitização (MARQUES et al., 2000).
.
Figura 3.4 - Apresenta micrografias (MEV) do aço austenítico 310s que sofreu corrosão
intergranular devido à sensitização: em (a) ataque em solução corrosiva por 2 horas a
1150°C. em (b) tratamento de envelhecimento por 2 horas à 700°C. em (c) tratamento de
envelhecimento por 2 horas `800°C em (d) tratamento de envelhecimento por 2 horas a
900°C (QIAN et al., 2016).
16
De forma resumida, apenas para mostrar o fenômeno de sensitização no aço
anteriormente citado, após passar por um ataque em soluções corrosivas (S e
NaCl) à 1150°C por 2 horas, depois resfriado em água e posteriormente
submetido a diferentes tratamentos térmicos de envelhecimento nas temperaturas
de 700°C, 800°C e 900°C, pode-se observar modificações estruturais. Na Figura
3.4(a), na amostra atacada a 1150°C por 2 horas, pode-se observar que não há
precipitados na matriz nem nos contornos de grão. Na Figura 3.4(b, c e d), após
tratamento de envelhecimento nas temperaturas citadas acima, pode-se observar,
no entanto, que vários carbonetos precipitados foram formados nos contornos de
grão; outra observação bastante visível é o aumento do tamanho de grão com o
aumento da temperatura do tratamento de envelhecimento (QIAN et al., 2016).
3.1.2. Aço Inoxidável Austenítico AISI 321
O aço inoxidável austenítico AISI 321, um dos objetos de estudo do presente
trabalho, caracteriza-se pelo elevado teor de Ni, elemento que contribui fortemente
para a estabilização da fase austenita em uma larga faixa de temperatura, que
inclui a ambiente. Ele possui também, em sua composição química, adições de Ti.
A concentração de Nb nesse aço (0,012%) não é elevada o suficiente para ativar o
seu efeito como elemento estabilizante. A norma DIN 10088-2 afirma que para
compor efeito estabilizante nesse aço, a concentração de Nb deveria ser três
vezes o teor de carbono do aço mais 0,3%, ou seja, deveria ser pelo menos
0,33%. Este aço é requisitado para trabalho em altas temperaturas porque possui
alta resistência à fluência e alta resistência à corrosão intergranular. No entanto,
as informações sobre as características de deformação a quente do aço AISI 321
na literatura são poucas, não há informações sobre a análise sistemática das
evoluções microestruturais durante a deformação a quente mas, de forma geral,
há três mecanismos principais que influem na melhoria da resistência à fluência
destes materiais, que são: tamanho de grão, precipitação e fortalecimento da
solução sólida. Tais mecanismos serão melhor detalhados posteriormente neste
trabalho (NKHOMA et al., 2014; GHAZANI et al.,2018, CAIN, 2006).
A Figura 3.5 mostra uma micrografia típica do aço inoxidável AISI 321. Pode-se
observar vários precipitados localizados principalmente nos contornos de grão,
17
provavelmente oriundos do processo de fabricação. Em seguida, a Tabela 3.3
apresenta a composição química padrão do aço inoxidável AISI 321.
Figura 3.5 - Micrografia do aço inoxidável AISI 321. Ataque eletrolítico, 10% oxálico, 500X
(CAMPOS, 2003).
Tabela 3.3 - Composição química típica de um do aço AISI 321 (% em peso).
(GHAZANI et al., 2018)
Como já foi citado, os aços inoxidáveis têm boa conformabilidade, mas há poucas
referências na literatura sobre a deformação a quente do aço AISI 321. Em um
trabalho realizado por Ghazani et al. (2018), eles caracterizaram a microestrutura
do aço AISI 321 em um processo de compressão a quente na faixa de
temperaturas entre 800°C e 1200°C e taxa de deformação entre 0,001s-1 e 1s-1.
Logo após as amostras foram temperadas em água fria visando o congelamento
das microestruturas, evitando a recristalização estática e crescimento de grão.
18
Resumidamente, algumas das conclusões dos autores foram que na temperatura
de 800°C a 900°C, a uma taxa de deformação de 0,01s-1, a microestrutura
formada após a deformação era de grãos de austenita alongados com alguns
precipitados de TiN, portanto apenas o fenômeno de recuperação dinâmica atuou
nesse procedimento. Na deformação à temperatura de 950°C, observaram a
presença de grãos finos auteníticos equiaxias e alongamento do antigo grão de
austenita, portanto, a recristalização dinâmica teve seu início, porém,
parcialmente. Em 1000°C, obtiveram grãos de austenita equiaxiais, ou seja,
recristalização dinâmica completa e, para resumir, nas temperaturas maiores
usadas na pesquisa observaram tanto a recristalização dinâmica completa como
também o aumento do tamanho médio dos grãos.
Na Figura 3.6 podem ser observadas as transformações na microestrutura de um
aço AISI 321 após uma deformação à taxa constante de 0,01s-1 em diferentes
temperaturas, o que diz respeito aos fenômenos de recuperação e recristalização
dinâmica.
Figura 3.6 – MET- Recuperação e recristalização dinâmica em 3.6(a) deslizamento de
discordâncias a 880°c. em 3.6(b) recuperação dinâmica a 900°c. em 3.6(c e d)
recristalização dinâmica completa a 1000°C e 1100°C. (GHAZANI et al., 2018).
19
Em (a) deformação a 800°C, presença de deslizamentos de discordâncias no
interior e no contorno do grão austenítico (recuperação parcial). Em (b) 900°C,
grãos da austenita apresentando a recuperação dinâmica. Em (c) e (d) nas
temperaturas de 1000°C e 1100°C indicando a recristalização dinâmica completa
(GHAZANI et al., 2018).
Quanto à sensitização do aço AISI 321, esse aço, ao passar por um tratamento de
solubilização em temperaturas maiores que 1075°C, apresenta um menor grau de
sensitização, há um acréscimo na precipitação transgranular e a temperatura
crítica de crescimento de grão é de 1080°C (SOUZA, 2007 apud SILVA, 2007).
De acordo com as constatações de Silva (2007), o aço AISI 321 em processos de
solubilização, crescimento de grão e sensitização, onde esse aço foi solubilizado
nas temperaturas de 800°C, 900°C e 1000°C e logo após sensitizado a 600°C por
100horas, verificou-se que as amostras tratadas em 800°C e 900°C e depois
sensitizadas, apresentaram uma estrutura “Step”, ou seja, uma estrutura livre de
carboneto de cromo, enquanto a amostra tratada a 1000°C apresentou uma
estrutura com grãos não completamente circundados por carbonetos de cromo, ou
seja, uma estrutura “Dual”, portanto, um grau de sensitização maior.
Tal fato, segundo Silva (2007), é explicado devido à cinética de formação do
carboneto de cromo ser favorecida para temperaturas por volta de 600°C,
enquanto a formação do carboneto de titânio é favorecida em torno de 800°C.
Sendo assim, quando o aço AISI 321 é submetido a uma faixa de temperatura de
800°C a 900°C os carbonetos de cromo são dissolvidos e há a formação dos
carbonetos de titânio e consequente retirada do carbono em solução. Sem o
carbono em solução, a condição de formação de carboneto de cromo fica
dificultada e a sensitização amenizada. A Figura 3.7 mostra uma curva
esquemática TTT para os precipitados TiC e Cr23C6
20
Figura 3.7 - Curva TTT para os precipitados de TiC e Cr23C6 para o aço AISI 321 (MOURA
et al., 2008).
Apesar das boas propriedades físicas e químicas dos aços inoxidáveis
austeníticos e sua ampla aplicação nos diversos setores industriais, algumas
propriedades podem e devem ser melhoradas como, por exemplo, a resistência ao
escoamento e com isso estender sua aplicação.
Para a melhoria de resistência mecânica, normalmente usa-se artifícios como
adição de elementos de liga, refinamento de grão com deformação plástica severa
(SPD) e processamento termodinâmico avançado (ATMP) para os aços comuns e
microligados (GHAZANI et al., 2018).
Nos aços inoxidáveis austeníticos, a austenita é estável na temperatura ambiente
e não ocorre sua transformação em ferrita nos processos termomecânicos, como
ocorre nos aços simples durante o resfriamento. O novo tratamento
termomecânico usado nos aços inoxidáveis austeníticos é a deformação intensa
seguida de recozimento (HUTCHINSON et al, 2010 apud REAZAEI, 2018).
De acordo com (HUTCHINSON et al, 2010 apud REAZAEI, 2018), nesse novo
tratamento termomecânico, durante a deformação a frio, a austenita é
transformada em martensita metaestável e uma estrutura de grãos ultrafinos de
austenita é gerada a partir da martensita no tratamento de recozimento de
21
reversão, alcançando-se, assim, relevantes melhoras na resistência mecânica dos
aços inoxidáveis austeníticos. A Figura 3.8 traz um desenho esquemático do ciclo
tratamento termomecânico seguido do recozimento de reversão supracitado, que
foi tema do trabalho do pesquisador Reazei et al. (2018) com o aço inoxidável
austenítico AISI 321, e a seguir será mostrado os principais resultados e
conclusões dessa pesquisa.
Figura 3.8 - Tratamento termomecânico seguido de recozimento de reversão para o aço.
AISI 321.No primeiro momento (Recozimento à 1200°C), no segundo momento
(Laminação à frio), no terceiro momento (Laminação nas temperaturas de 700°C a 900°C
nos tempos de 2h,5h,10h,15h,25h) (REZAEI et al., 2018).
Sucintamente, depois do aço inoxidável austenítico AISI 321 ter sido processado,
conforme ilustra a Figura 3.8, os autores observaram que a fração de martensita
induzida pela deformação aumenta quando se aumenta a deformação à frio, e que
para intervalos de tempo de 2 minutos de recozimento, dois fenômenos
microestruturais importantes foram constatados. O primeiro foi a recuperação
dentro dos grãos austeníticos deformados e o segundo foi a formação de grãos
ultrafinos de austenita a partir da martensita induzida por deformação, daí a
explicação no aumento da resistência mecânica após recozimento em dois
minutos.
22
3.1.3. Aços Inoxidáveis Ferríticos
Neste grupo, o cromo é ainda o principal elemento de liga, podendo atingir valores
muito elevados, superiores a 25%. Como o teor de carbono é baixo, máximo de
0,20%, a faixa de estabilidade austenítica fica totalmente eliminada e, em
consequência, esses aços não são endurecíveis por têmpera (Chiaverini, 2008).
Normalmente, esses aços passam por um tratamento de recozimento para o alívio
das tensões provenientes dos processos de conformação, permitindo, assim, que
eles adquiram e maximizem sua ductilidade. Os aços inoxidáveis ferríticos são
ligas binárias de ferro-cromo, possuem outros elementos de ligas em menores
proporções como o Mo, Al e Si que possibilitam a existência da ferrita que tem a
rede cristalina cúbica de corpo centrado (CCC) estável em todas as temperaturas
(CHIAVERINI, 2008).
Os aços inoxidáveis ferríticos, diferentemente dos austeníticos, são magnéticos e
alguns tipos com maiores teores de cromo possuem excelente resistência à
oxidação e podem trabalhar em temperaturas próximas de 1200ºC. Segundo
Washko (1990) citado por Toma (2012), esses aços podem apresentar boa
ductilidade e formabilidade, porém sua resistência mecânica em altas
temperaturas é inferior à dos aços inoxidáveis austeníticos e sua tenacidade é
relativamente limitada em baixas temperaturas.
Continuando a comparação com os aços inoxidáveis austeníticos, os ferríticos têm
um menor custo devido sua composição química mais simples. Eles possuem
menor resistência à tração, melhor conformabilidade e sua resistência mecânica
pode ser melhorada por trabalho a frio. A Tabela 3.4 mostra a especificação
química de alguns aços inoxidáveis ferríticos com seus percentuais máximos.
23
Tabela 3.4- Especificações químicas de alguns tipos de aços inoxidáveis ferríticos (% em
peso máximo).
(TEBECHERANI, 1999)
Existem variadas aplicações para os aços inoxidáveis ferríticos, para cada
aplicação usa-se um tipo específico com composição química adequada que irá
responder, de forma satisfatória, aos imperativos próprios de cada função em
particular.
Alguns exemplos de aplicações desses tipos de aços ferríticos são: tubos de
radiadores, caldeiras, recipientes para indústria petroquímica, parafusos, porcas,
ferragens, exaustores de automóveis, para-choques, peças de fornos, câmara de
combustão. A Tabela 3.5 mostra alguns tipos de aços inoxidáveis ferríticos, com
algumas propriedades gerais e algumas aplicações.
24
Tabela 3.5 - Aplicações e propriedades gerais de alguns tipos de aços inoxidáveis
ferríticos que atendam à classificação AISI (SILVA, 2019).
Para se evitar a sensitização, pesquisas voltadas para a inibição do fenômeno em
altas temperaturas são feitas com estabilizadores, mais comumente com o Ti e o
Nb, mas a busca por outros elementos com potencial de estabilização do cromo
na solução sólida é uma realidade. Por exemplo, uma análise no teorema de
ligação em metais de transição indica que a adição de escândio (Sc) e ítrio (Y),
possivelmente na forma de uma liga mestra para outros elementos
estabilizadores, oferecem um bom campo de pesquisa. Os dois elementos podem
ser promissores no que diz respeito à melhoria da resistência à sensitização de
aços inoxidáveis ferríticos (OGWO e DAVIES, 1977).
Dependendo dos parâmetros de oxidação, as ligas de aços inoxidáveis
apresentam variações entre elas no que diz respeito à sensibilidade à oxidação.
Em experimento realizado por Badin et al. (2014), no aço inoxidável ferrítico AISI
441 e no aço inoxidável austenítico AISI 316 L, objetivando estudar essas
variações de sensibilidade à oxidação de acordo com os parâmetros, eles
25
pesquisaram as características da camada protetora superficial dos óxidos
formados em uma atmosfera de argônio úmido a 1100°C, em tempos de 2,5
minutos a 20 minutos, e puderam constatar distintas características das camadas
de óxidos formados nos dois aços. A Figura 3.9 (a) e (b) mostra a variação na
espessura da camada de óxido do aço AISI 441 nos tempos de 4 minutos a 20
minutos, variando a umidade de 5% a 13%.
Figura 3.9 - Variação da camada de óxido do aço AISI 441. Em (a) microscopia óptica da
seção transversal com a influência da variação do tempo e H2O constante. Em (b)
microscopia óptica da seção transversal com a influência da variação da H2O e o tempo
constante (BADIN et al., 2014).
Foi observado que a camada de óxido do aço AISI316 L era espessa para todos
os tempos e apresentava rupturas no filme de passivação, por formação de óxidos
de ferro na parte externa, e uma mistura de espinélio, Fe, Cr e Ni na parte interna,
considerando os parâmetros utilizados. Os autores concluíram que o percentual
de H2O na atmosfera tinha influência na natureza dos óxidos de ferro formados na
parte externa da película: menor pressão parcial de água formava mais FeO e
maior pressão parcial de água propiciava a formação de Fe2O3 e Fe3O4 na parte
26
externa, e também propiciava uma menor difusão do Cr através da espessura da
película de passivação.
A difusão do cromo na rede ferrítica é maior em altas temperaturas (PERALDI E
PINT, 2004 apud BADIN et al. , 2014). Essa diferença de difusidade é considerada
a principal causa das diferentes intensidades e formas de oxidação nos dois aços
com a mudança de mecanismos de oxidação. Quando a camada de passivação é
incapaz de inibir a oxidação, cromo suficiente é difundido para a superfície, dando
ao aço AISI 441 maior resistência à corrosão para os parâmetros utilizados no
experimento, com a formação do Cr2O3 na camada principal misturada com (Mn,
Cr)3O4 e presença da fase espinélio com Fe, Mn e Cr na parte externa da camada
de passivação.
O Si e Mn foram considerados essenciais para se evitar a quebra da camada de
passivação durante esse tratamento. A formação do Mn-espinélio na camada
externa inibe a evaporação do óxido de cromo e o SiO2 atua como uma barreira de
difusão do cromo na camada de passivação. Mas isso não explica a diferença nos
modos de oxidação, pois o Si está presente nos dois aços.
Os aços inoxidáveis ferríticos normalmente apresentam elevados teores de
elementos de liga. Esse fato acarreta problemas na sua estabilidade estrutural.
Altos teores de molibdênio e de cromo, nos aços superferríticos, por exemplo,
facilitam a precipitação das fases σ e α’, e ferritas com teores de cromo acima de
18% ficam susceptíveis à chamada fragilização dos 475°C provocada pela
presença da fase α’. Os decrescimentos na tenacidade e na resistência à corrosão
estão diretamente ligados à presença dessas fases nesses aços. Em tratamentos
térmicos de solubilização, pode haver crescimento de grão exagerado, e a difusão
acontece de forma muito mais rápida na ferrita do que na austenita, dessa forma a
ocorrência dos fatos acima citados tornam-se mais acentuados nos aços
inoxidáveis ferríticos do que nos austeníticos (PADILHA, 2002).
3.1.4. Aço Inoxidável Ferrítico AISI 441
O aço inoxidável AISI 441, tem na sua composição química como elementos de
liga estabilizadores da ferrita o Titânio (Ti) e o Nióbio (Nb), uma das aplicações
dessa liga são nos sistemas de exaustão automotivos, por exemplo, na carcaça do
27
conversor catalítico. O cromo, nióbio e titânio melhoram a resistência à corrosão
sob tensão.
Os aços inoxidáveis ferríticos inicialmente foram estabilizados apenas com titânio
(Ti), mas para uso em sistemas de exaustão automotivo suas propriedades não
foram consideradas adequadas. Pesquisas mostraram que biestabilizando esses
aços com Ti e Nb, suas propriedades foram visivelmente aprimoradas. Aumentou-
se a qualidade superficial, conformabilidade e soldabilidade, melhorou-se a
resistência à fluência e resistência à fadiga térmica e, por fim, elevou-se sua
resistência à oxidação em altas temperaturas e sua resistência à corrosão em
ambientes úmidos (HAU et al., 1996).
Corroborando a afirmação anterior, na medida em que as demandas de aços
inoxidáveis foram aumentando no decorrer do tempo, tornou-se necessário
desenvolver aços com elevada resistência mecânica em altas temperaturas. Aços
inoxidáveis ferríticos apresentam relativamente um baixo coeficiente de expansão
térmica e alguns esforços foram feitos para desenvolver aços inoxidáveis ferríticos
com altas resistências ao escoamento em temperaturas elevadas, especialmente
pela adição de nióbio, que eleva a resistência ao escoamento em altas
temperaturas por meio do endurecimento por solução sólida (FUJITA et al., 2004;
CAIN, 2006; SELLO, 2010).
A presença do Nb e do Ti no aço AISI 441, além de propiciar a formação de
carbonitretos como Nb (C, N), Ti (C, N) e Fe3Nb3C, também pode dar origem à
fase Laves que, no aço AISI 441, possui estequiometria Fe2Nb e estrutura
cristalina hexagonal. O efeito da fase Laves no comportamento mecânico em
elevada temperatura do aço AISI 441 tem sido muito debatido. Alguns autores têm
reportado que o rápido coalescimento da fase Laves em temperaturas elevadas
prejudica a resistência mecânica do aço à tração a quente e à fluência (FUJITA et
al.,2004; MORRIS et al., 2004).
Por outro lado, alguns pesquisadores afirmam que a fase de Laves parece ter um
efeito benéfico na resistência à fluência em altas temperaturas nos aços
inoxidáveis ferríticos, sendo assim um método popular usado para melhorar essa
propriedade (BHANDARKAR, 1975 apud CAIN, 2006). A Tabela 3.6 mostra
algumas composições químicas típicas do aço inoxidável ferrítico AISI 441 e a
28
Figura 3.10 mostram micrografias com precipitação da fase de Laves em locais
preferenciais.
Tabela 3.6 - Composições químicas típicas do aço AISI 441 (%em peso).
(SELLO, 2010)
Figura 3.10 - Micrografias TEM do aço AISI 441 tratadas à 850°C e depois recozidas à
750°C. Em (a) observa-se a fase de Laves precipitada em contornos de grão e subgrãos.
Em (b) observa-se a fase de Laves nucleada e precipitada em contornos de subgrão.
(SELLO et al., 2010)
De acordo com o trabalho e conclusões de Sello et al. (2010), existem dois
mecanismos independentes de nucleação da fase Laves no aço AISI 441 em duas
faixas de temperaturas diferentes: em temperaturas mais baixas, próximas de
600°C, a nucleação ocorre preferencialmente a partir de discordâncias, já acima
de 750°C, a nucleação da fase de Laves ocorre principalmente nos contornos de
grão. A Figura 3.11 (a) e (b) mostra micrografias TEM e EDX do aço AISI 441,
corroborando o que foi supracitado.
29
Figura 3.11 - Micrografias TEM e EDX da fase Laves do aço AISI 441 tratado a 850°C por
2 horas e depois recozida por 30 minutos à 600°C. Em (a) destaca-se o contorno de grão
grosseiro com a fase Laves precipitada no contorno. Em (b) a mesma região com
ampliação mostrando fase de Laves precipitada e nucleada a 600°C em contornos de
subgrãos e discordâncias (SELLO et al., 2010).
Na Figura 3.11 (a), pode-se observar fase Laves precipitadas nos contornos de
grãos grosseiros após tratamento a 850°C por duas horas. Na Figura 3.11(b) após
recozimento a 600°C por 30 minutos, com uma ampliação maior, observa-se que
os locais de nucleação da fase de Laves, neste caso, são principalmente em
discordâncias e contornos de subgrãos. Neste mesmo trabalho, na amostra que
foi recozida a 750°C por 30 minutos, o local preferencial de nucleação e
precipitação da fase de Laves foi nos contornos de grão e subgrãos.
Quanto à resistência à oxidação do aço AISI 441, Salgado et al. (2014) estudaram
esta propriedade em atmosfera oxidante com ar sintético, ou seja, ar mais 1ppm
de oxigênio, nas temperaturas de 850ºC a 950ºC, e foi observado que a taxa de
oxidação a 850ºC foi maior que a taxa de oxidação em 950ºC. Esta aparente
anomalia ou contra senso é explicado pela formação da camada de óxido de
cromo em temperaturas mais baixas que, por sua vez, diminuíram a taxa de
oxidação em temperaturas mais altas. Assim concluíram.
Quanto às propriedades mecânicas do aço AISI 441, a Tabela 3.7 mostra algumas
dessas propriedades desse aço biestabilizado com titânio e nióbio.
30
Tabela 3.7 - Propriedades mecânicas do aço AISI 441 (CAIN, 2006)
Propriedades Nominal
Limite de Resistência 496 MPa
Dureza 155 Hv
Alongamento 28%
Limite de Escoamento 320MPa
(CAIN, 2006)
3.2. Componentes do Sistema de Exaustão Automotivo
O sistema de exaustão é composto de uma parte quente e outra fria. Para a parte
quente é imprescindível que o aço usado apresente resistência mecânica
adequada em altas temperaturas como resistência à fluência, resistência à fadiga
térmica e também resistência à oxidação e à corrosão. Da mesma forma, para a
parte fria do sistema, é necessário que o aço usado apresente resistência à
corrosão, que é causada pela condensação dos gases provenientes da queima do
combustível, pelas impurezas e pelo sal usado no descongelamento de neve
quando nos países frios (INOUE; KIKUCHI, 2003; Di CUNTO 2005; MENEZES
2010).
As partes quente e fria do sistema são subdivididas em sete componentes, cada
qual tem sua função e, para tal, precisam de determinadas propriedades
específicas. Os componentes do sistema de exaustão de um automóvel, como já
apresentado na Figura 1.1, são: coletor de escape, tubo dianteiro, tubo flexível,
catalisador, tubo central, silenciador, tubo de extremidade traseira.
O coletor de escape é o primeiro componente a receber os gases da queima do
combustível e tem a função de direcioná-los para o tubo dianteiro, a temperatura
neste componente alcança 900°C ou mais, dependendo do tipo de motor. Para
suportar este ambiente de trabalho o aço precisa ter excelente resistência à
fluência, corrosão e fadiga térmica. O tubo dianteiro é o próximo componente do
31
sistema, ele recebe os gases do coletor de escape, e nesta etapa do curso dos
gases é necessário diminuir o ruído e também a radiação de calor para se evitar o
mal funcionamento da atividade catalítica do conversor catalítico. Para satisfazer
estas necessidades, ultimamente estão sendo usados tubos duplos.
Convencionalmente eram usados tubos únicos nesta região do sistema.
O tubo flexível é usado em alguns sistemas de escapamento, ele é posicionado
depois do tubo dianteiro e anteriormente ao conversor catalítico. Tem como
finalidade principal não deixar que a vibração do motor seja transferida para o
resto do sistema de exaustão. Ele é fabricado em tubo duplo em forma de fole e
recoberto com uma malha de arame de aço inoxidável. Como propriedades
mecânicas exigidas para este componente, é esperado resistência à fadiga
térmica, resistência à corrosão e boa trabalhabilidade devido à sua forma
complexa. O próximo componente é o catalisador (Conversor catalítico) que é um
dispositivo que tem o objetivo de amenizar a poluição do ar, de uso obrigatório por
lei. Ele converte alguns poluentes dos gases da exaustão como o monóxido de
carbono (CO) em dióxido de carbono (CO2), óxidos de nitrogênio (NOX) em
oxigênio e nitrogênio. Este componente trabalha também em ambiente de
temperaturas elevadas e altas vibrações, portanto, o aço precisa ter alta
resistência à corrosão, resistência à fadiga térmica.
O tubo central fica entre o catalisador e o silenciador, neste dispositivo a
temperatura dos gases já é mais amena e, por esse motivo, as propriedades
físicas dos aços usados nesta parte do sistema de escape não precisam ser muito
especiais.
Mas, devido à condensação do vapor de água nesta região, é imperativo que o
aço usado neste dispositivo seja resistente à corrosão na superfície interna e, em
países que se usa sal para o descongelamento da neve das estradas, é preciso
que seja resistente à corrosão causada pelo sal na superfície externa. Na
sequência vem o silenciador principal, que é constituído de uma carcaça externa,
placas internas, tubos internos, placas finais e outros componentes. Nele também
há a formação de condensados que contém NH4+, CO3
2-, SO42- e Cl-, estes
condensados são formado principalmente com as partidas e paradas intermitentes
do motor. Devido à presença destes condensados, internamente o ambiente fica
muito úmido e corrosivo e, como no tubo central a superfície externa fica exposta
32
ao sal de degelo de neve em países frios. Geralmente chapa de aço inoxidável
aluminizada é usada neste componente devido à sua boa aparência e resistência
à corrosão.
E por fim, O tubo final ou ponteira é o último componente do sistema de exaustão,
este fica exposto aos olhos e, por isso um bom acabamento é essencial, mas a
resistência à corrosão não pode ser desprezada, pois o tubo final também precisa
suportar um ambiente úmido devido à condensação do vapor de água. Para
satisfazer as exigências deste componente são usados aços inoxidáveis
austeníticos, aço cromado ou aluminizado por imersão a quente (INOUE;
KIKUCHI, 2003; Di CUNTO 2005; MENEZES 2010; FARIA 2006).
3.3. O Fenômeno de Fluência
Fluência é um fenômeno caracterizado pela deformação progressiva de um
material sob tensão constante, onde ocorre uma variação nas dimensões no corpo
do material exposto a temperaturas elevadas durante um determinado período de
tempo.
O comportamento anelástico do material é conhecido como fluência e grande
parte das falhas em alta temperatura é atribuída a ela, ou a uma combinação de
fluência e fadiga. A fluência é caracterizada por um escoamento relativamente
lento do material submetido a um carregamento estático em temperatura elevada,
geralmente acima de 30% da temperatura de fusão do material (MEYERS,
CHAWLA, 1981).
Apesar de o material resistir inicialmente aos esforços que estão atuando sobre
ele, a deformação anelástica acontece e, consequentemente, suas dimensões
iniciais são alteradas.
Em ambientes de trabalho com temperaturas elevadas, a resistência mecânica
dos metais diminui devido ao aumento rápido da mobilidade dos átomos, onde os
processos controlados por difusão podem ter um efeito muito significativo no
fenômeno de fluência. Outros mecanismos de deformação ou sistemas de
deslizamento aparecem quando o metal é submetido a altas temperaturas
33
combinadas a tensões mecânicas elevadas. Um exemplo disso é o
escorregamento nos contornos de grão que pode ser atuante na fluência dos
metais (DIETER, 1986).
A exposição por um tempo prolongado dos metais e ligas a temperaturas
elevadas, segundo DIETER (1986), pode interferir na estabilidade metalúrgica, por
exemplo, nos aços trabalhados a frio podem ocorrer a recristalização, oxidação
intergranular ou crescimento de grãos que, consequentemente, afetarão suas
propriedades mecânicas.
DIETER (1986) afirma que Andrade (1914), um dos pioneiros pesquisadores
dedicados ao estudo da fluência, foi quem fez as curvas de fluência e as dividiu
em três estágios. A Figura esquemática 3.12 mostra esses estágios: 1) Estágio
primário ou transiente; 2) Estágio secundário, de taxa constante, ou quase
constante; 3) Terciário. Estes estágios serão discutidos a seguir:
Figura 3.12 - Curvas de fluência e seus estágios (Adaptado de SANTOS, 2007).
No estágio primário, a velocidade de fluência diminui com o passar do tempo, isto
acontece devido ao aumento progressivo da resistência do material com sua
própria deformação, ou seja, o fenômeno de encruamento começa a operar, por
isso a curva se mostra mais verticalizada no primeiro intervalo.
34
No estágio secundário, a velocidade de fluência permanece aproximadamente a
mesma ou constante com o tempo, por isso é também denominado estágio
estacionário ou taxa de fluência mínima. Esta região do gráfico corresponde à
região de inflexão da curva. Os estudos sobre fluência buscam calcular valores de
ε para o estágio secundário a partir de mecanismos de microdeformação no
material.
Nessa etapa, ocorre uma competição entre os mecanismos de encruamento e
recuperação da estrutura das discordâncias formadas no material. Nesse estágio
da fluência o processo é ativado individualmente e pode ser expresso por uma
equação de taxa do tipo Arrhenius 𝜀s = Ae-Q/RT
.
No estágio terciário a velocidade de fluência aumenta rapidamente com o tempo
até a fratura. Este estágio ocorre com maior predominância nos ensaios de
fluência a carga constante comparado aos de tensão constante, estabelecendo-se
com maior antecedência em altas tensões e temperaturas elevadas (DIETER,
1986; MEYERS e CHAWLA, 1982).
3.3.1. Mecanismos de deformação por fluência
Os principais mecanismos que operam na deformação por fluência nos metais são
os mecanismos difusionais e mecanismos por movimentação de discordância.
O mecanismo de movimentação de discordância envolve o deslocamento das
mesmas ao longo de planos de deslizamentos e obstáculos da rede cristalina. Ele
é ativado termicamente e ocorre sob alta tensão (𝜎/G >10-²). Nesse mecanismo o
tamanho de grão não tem grande influência (Dieter, 1986).
Conforme afirmam Meyers e Chawla (1981), são diversos os mecanismos que
podem ser responsáveis pela fluência e o que domina depende da tensão aplicada
e da temperatura. Para uma visualização do que foi antes dito, a Figura 3.13
mostra um mapa de deformação do níquel puro, onde a faixa de dominância de
cada mecanismo de fluência predomina de acordo com a temperatura e a tensão
aplicada.
35
Figura 3.13 - Mapa de deformação por fluência do níquel puro (Adaptado de GROTE e
ANTONSSON, 2009).
Para temperaturas menores que 0,5 Tf (Tf é a temperatura de fusão), a energia de
ativação para fluência tende a ser menor do que a energia de ativação para
autodifusão. Esse efeito é devido à difusão que se dá preferencialmente ao longo
das discordâncias, e não por meio de difusão volumétrica uniforme no material
(MEYERS E CHAWLA, 1981).
Neste mecanismo não há o movimento de discordâncias, ele se dá pelo
movimento dos átomos e vacâncias dentro da rede cristalina sujeita a uma tensão.
O movimento ou fluxo de átomos acontece das áreas sob compressão para as
áreas sob tração. O mecanismo de deformação por deslizamento é ativado
termicamente, onde a superação das barreiras se dá pela difusão de vacâncias e
de átomos (10-4 <𝜎/G<10-2), afirma Dieter (1986).
A fluência difusional se subdivide em fluência Nabarro-Herring, Coble e Harper-
Dorn e serão melhor elucidadas a seguir:
36
3.3.2. Mecanismo Nabarro-Herring
No mecanismo de Nabarro-Herring, a fluência se dá pelo fluxo de lacunas no
interior do grão, em uma faixa de temperatura T>0,5 Tf e 𝜎/𝐺 ≌ 10-4, as vacâncias
se movimentam de tal maneira que promovem um aumento no comprimento do
grão na direção da tensão aplicada, ou seja, as vacâncias se movimentam do
campo de tração para o campo de compressão e os átomos se difundem em
sentido contrário, esta movimentação causa uma reorientação e mudança de
forma nos grãos (MEYERS E CHAWLA, 1981).
3.3.3. Mecanismo Coble
No mecanismo de Coble, também em uma faixa de temperatura T> 0,5 𝑇f e 𝜎/𝐺 ≌
10-4, a difusão se dá pelos contornos de grão e não pela rede cristalina. Dessa
maneira, há um deslizamento dos contornos de grão. Se um risco extremamente
pequeno e perfeito for feito sobre um corpo de prova anteriormente ao ensaio, ele
se transformará em uma série de segmentos com descontinuidades nos contornos
de grão após o ensaio (DIETER, 1986).
Corroborando o que foi supracitado, Meyers e Chawla (1981) comentam que se o
tamanho de grão for aumentado, pode-se obter uma liga com alta resistência à
fluência, essa prática é usada em superligas e um extremo cuidado tem que ser
dispendido, por exemplo, na fabricação de aletas de turbinas monocristalinas pelo
processo de solidificação direcional. A Figura 3.14 apresenta uma evidência da
movimentação de um contorno de grão.
37
Figura 3.14 – MET- Evidência micrográfica da movimentação do contorno de grão
(Callister, 2001).
Nas tensões entre 10-4≲ 𝜎/𝐺 ≲ 10 -2 o mecanismo de fluência ativo é o
deslizamento de discordância e a escalagem de discordâncias assistida pela
difusão de lacunas.
Corroborando a escrita acima, Evans e Wilshire (1993) apud Faria (2006),
comentaram em suas pesquisas que dois principais mecanismos de fluência
existem: difusão (escorregamento de contornos de grão) onde consequentemente
o tamanho dos grãos interfere na resistência à fluência e movimento de
discordâncias (associação de discordâncias e obstáculos, por exemplo,
precipitados).
3.3.4. Mecanismo Harper-Dorn
No mecanismo de fluência Harper-Dorn, basicamente é discutido o processo de
migração de vacância pelo núcleo de discordâncias em cunha que estão dispostas
paralelamente ao vetor de Burgers e com a tensão perpendicular ao vetor. Neste
processo, a deformação se dá na rede cristalina e não acontece o acúmulo de
matéria nos contornos de grão, e a taxa de deformação é proporcional à
densidade de discordância e à tensão aplicada (NABARRO, 1948 apud SANTOS,
2007).
38
O mecanismo que controla a taxa de fluência em Harper-Dorn é influenciado pela
mobilidade de discordâncias. Segundo Frost et al., (1982) e Yavari et al,, (1981), a
presença de precipitados implicaria em forte diminuição da deformação por
fluência, pois, a restrição à mobilidade das discordâncias proporcionaria uma
redução na taxa de formação de lacunas, dificultando os processos difusionais. A
Figura 3.15 mostra uma região de contorno de grão com uma região onde teria
ocorrido multiplicação de discordâncias.
Figura 3.15 –MET- Multiplicação de discordâncias (CIMM, 2021).
Em uma pesquisa realizada por Faria (2006), foi constatado que, para os aços
inoxidáveis ferríticos monoestabilizados com Nb e biestabilizados com Nb e Ti
submetidos ao ensaio de “SAG TEST”, o único mecanismo que atua na
deformação por fluência na temperatura de 850ºC é a movimentação de
discordâncias, visto que pela ausência de precipitados não houve barreira para a
movimentação de discordâncias atuar, principalmente no aço 16Cr5Ti que teve
seu tamanho de grão bastante aumentado e, mesmo assim, teve a maior
deformação no ensaio de Sag Test. A Figura 3.16 mostra a microestrutura com os
poucos precipitados e seu tamanho de grão.
39
Figura 3.16 – MO - MICROGRAFIA DO AÇO 16CR5TI (FARIA, 2006).
Já na temperatura de 950ºC, os mesmos aços apresentaram os dois mecanismos
de deformação, tanto movimentação de discordâncias como difusão, sendo que a
movimentação de discordâncias foi mais acentuada. Os aços inoxidáveis ferríticos
monoestabilizados apresentaram baixo percentual de precipitados tanto no interior
quanto principalmente nos contornos de grão, onde pôde ser observado o
mecanismo por difusão, devido ao pequeno tamanho de grão alcançado
principalmente no aço 16Cr4Nb, que sofreu maior deformação por fluência. A
Figura 3.17 mostra o crescimento médio dos grãos submetidos ao ensaio de Sag
Test a 850ºC e 950°C.
40
Figura 3.17 - Crescimento médio dos grãos no ensaio SAG TEST a 850°C e 950°C
(FARIA 2006).
No caso dos aços inoxidáveis ferríticos biestabilizados, com a presença de
pequenos precipitados preferencialmente nos contornos de grão, o mecanismo de
movimentação de discordância foi mais atuante no incremento da resistência à
fluência, principalmente no aço 18Cr1Ti6Nb (FARIA, 2006).
Em outro estudo de caso realizado pela pesquisadora Cain (2005), foram usados
dois aços inoxidáveis ferríticos AISI 441 com teores de Nb diferentes, e os outros
elementos de liga aproximadamente iguais, sendo que, um dos objetivos do
trabalho seria responder às principais diferenças ou discrepâncias nos resultados
de dois métodos “TWO-POINT BEAM SAG TEST” e o “CANTILEVER SAG TEST”,
e quais mecanismos de fluência estariam sendo acionados no fenômeno de
fluência no ensaio de Sag Test.
Os ensaios foram executados após as amostras serem tratadas termicamente
para se obter a melhor microestrutura para as melhores resistências à fluência, ou
seja, melhor tamanho de grão, melhor distribuição de precipitados e/ou
endurecimento da solução sólida. O estudo foi desenvolvido com duas amostras: a
amostra A contendo 0,47% de nióbio e a amostra B contendo 0,74%.
No tratamento térmico foi usado o tempo de 200 segundos de encharque e
variaram-se as temperaturas em 950ºC, 1000ºC e 1050ºC para as duas ligas em
41
questão, antes do ensaio Sag Test. A Tabela 3.8 mostra o efeito do tratamento
térmico no tamanho médio dos grãos nos dois aços.
Tabela 3.8 - Tamanho médio dos grãos das ligas A e B.
TEMPERATURA TAMANHO MÉDIO DOS GRÃOS
LIGA A (µm) LIGA B (µm)
950°C 21 ± 2 18 ± 3
1000°C 46 ± 5 22 ± 3
1050°C 52 ± 9 29 ± 4
(CAIN, 2005)
Pode-se observar, a partir dos números da Tabela 3.8, que os grãos da liga A têm
um tamanho consideravelmente maior que a liga B. A Figura 3.18 mostra a
micrografia das duas ligas tratadas termicamente a 1050ºC por 200 minutos, onde
pode-se observar as microestruturas de ambas.
Figura 3.18 – MO - Micrografia das duas ligas tratadas a 1050ºC (CAIN 2005).
42
No ensaio do “cantilever Sag test” foram usadas cargas leves de 5MPa, 10MPa e
15MPa. Já a temperatura foi de 850ºC nos dois ensaios. A Figura 3.19 resume as
discrepâncias encontradas nos resultados dos dois métodos.
Figura 3.19 - Comparação dos dois métodos de ensaio de fluência (CANTILEVER E 2
PONTOS) (CAIN, 2006).
Pode-se observar na Figura 3.19 uma discrepância bastante acentuada nos
resultados adquiridos no Sag Test de dois pontos em comparação com os
resultados do Sag Test cantilever. Para o método de dois pontos, a deflexão
média foi de 3,4mm, enquanto a deflexão média para método cantilever foi de
5mm.
Os resultados do Sag Test cantilever parecem ser mais consistentes segundo a
autora, principalmente quando se observa a discrepância dos valores das
amostras 12,13,14 e 15 do método de dois pontos, que parecem estar
discrepantes em relação aos outros resultados. Estes resultados podem ter tido
interferências de atrito dos suportes das amostras, afirma Cain (2005).
Resumindo, quanto aos resultados, pôde-se concluir que a resistência à fluência
foi aumentando à medida que a temperatura do tratamento térmico foi se
elevando. Segundo a autora, uma das possíveis causas para esta melhora de
43
resistência, pode ser parcialmente atribuída pelo reforço por solução sólida pelo
Nb dissolvido durante o tratamento em alta temperatura, assim como pela
precipitação do excesso de Nb, acima do limite de solubilidade, que se precipita
em partículas muito finas de fase de Laves (Fe2Nb), o que resulta em aumento de
resistência em alta temperatura. A Figura 3.20 mostra este aumento de resistência
como uma função da temperatura de tratamento (CAIN, 2005).
Figura 3.20 - Comparação do comportamento em fluência cantilever sag test das ligas A e
B submetidas a 15MPa (CAIN 2005).
Por outro lado, os resultados apontam que a liga A tem maior resistência à
fluência que a liga B. Apesar de ter menor teor Nb em sua composição, a liga A
gerou um tamanho médio de grãos bem superior que a liga B em todos os
tratamentos, por isso a explicação agora para a maior resistência à fluência da liga
A passa a ser avaliada a partir do tamanho de grão.
A liga B apresentou um menor crescimento de grão, provavelmente por seu maior
teor de Nb, que dificulta o crescimento seja por arraste de soluto em solução
sólida, ou pelo ancoramento de contornos de grãos quando precipitado. A liga A
teve tanto o tamanho de grão quanto a resistência à fluência significativamente
superior à liga B, especialmente nas temperaturas de tratamento térmico de 950ºC
e 1000ºC. Já nas temperaturas entre 1000ºC e 1050ºC, tanto a diferença da
resistência à fluência quanto a diferença do tamanho de grão foram menores.
44
No tratamento a 1050ºC, as resistências à fluência das duas ligas são muito
parecidas, indicando que a temperatura do tratamento térmico ideal para as duas
ligas é próxima de 1050ºC, embora a liga A seja um pouco superior (CAIN, 2005).
Quanto à fluência nos aços inoxidáveis austeníticos, a baixa resistência mecânica
desses aços vem desafiando a indústria por longo tempo. Nos aços, os
precipitados se caracterizam por uma segunda fase que se forma quando alguma
condição de contorno é alterada no sistema termodinâmico e a solubilidade
máxima de algum elemento químico é atingida. Entre essas condições de
contorno, pode-se citar como as mais importantes: composição química,
temperatura e pressão. Ao se pensar em aplicações em aços no estado sólido, a
condição de contorno mais comumente alterada é a temperatura. Assim sendo,
uma vez que a composição química e a pressão são mantidas constantes, com o
abaixamento da temperatura, haverá restrições à solubilidade de elementos em
solução sólida.
O carbono no AISI 304 está em solução, enquanto que no AISI 321 está
combinado na forma de carbonitretos TiC e Ti(C,N), evitando-se
consideravelmente a sensitização e corrosão intergranular. Porém, o AISI 321 é
inferior ao AISI 304 quando se trata de resistência à tração em todas as
temperaturas (MOURA 2007 apud NKHOMA, 2014).
Quanto ao crescimento de grão, se a temperatura estiver abaixo da Tcg
(temperatura crítica de crescimento de grão) os precipitados impedem o seu
crescimento, já com a temperatura acima da Tcg, devido ao coalescimento e
dissolução das partículas de precipitados, observa-se o crescimento anormal dos
grãos e, em temperaturas altas, grãos grosseiros são formados a partir dos grãos
pré-existentes e, seu crescimento assemelha-se ao crescimento normal de grãos
(SILVA, 2007).
Na pesquisa realizada por Silva (2007), constatou-se que, na temperatura de
1200ºC, 81% do carbono do aço AISI 347, estabilizado com nióbio, estava
combinado com o nióbio na forma de NbC, já o aço AISI 321, estabilizado com Ti,
apenas 23% do carbono estava na forma de TiC. Visto que o TiC puro é mais
estável que o NbC puro. Essas estabilidades dos carbonetos nos aços inoxidáveis
austeníticos se invertem, ou seja, o Nb consegue se manter ligado ao carbono
45
mais que o Ti. Uma possível explicação para tal inversão seria uma maior
atividade do Nb nos aços inoxidáveis austeníticos devido às interações
eletrostáticas e covalentes entre os íons.
Os aços inoxidáveis austeníticos AISI 321 e AISI 347, além do que foi acima
citado, possuem uma baixa concentração de nitrogênio, abaixo de 0,15%, que ao
combinar-se com o carbono e outros elementos de liga formam nitretos e
carbonitretos (TiN e TiCN no aço AISI321) que podem interferir na cinética de
crescimento de grão por causa da sua grande estabilidade termodinâmica e, por
vezes, em suas propriedades mecânicas (SILVA, 2007).
3.4. Precipitação em Aços Inoxidáveis
Os precipitados são formados quando a temperatura de uma solução é diminuída,
essa temperatura varia de acordo com a composição química e a pressão do
sistema, isto acontece porque a solubilidade de um elemento (soluto) em outro
(solvente) é afetada diretamente pela temperatura na qual solução se encontra.
Assim, com a diminuição da temperatura, um ou mais elementos precipitam-se,
tornando-se sólidos. Conforme o que se almeja em termos de propriedades de um
aço, os precipitados podem ser de grande importância para se conseguir chegar a
um resultado esperado e, por outro lado, existem também aqueles resultados
indesejados. Os precipitados na matriz de uma liga geram distorções locais na
rede cristalográfica e campos de deformações que dificultam a mobilidade das
discordâncias (MEYERS e CHAWLA, 1982).
A influência dos precipitados nas propriedades mecânicas de um dado material
está relacionada diretamente com as suas dimensões, espaçamento, resistência
mecânica e da fração existente desses precipitados na matriz. Por servirem de
obstáculos à movimentação de discordâncias, os precipitados podem, por
exemplo, melhorar a resistência mecânica da liga que foi tratada termicamente
para tal fim. A precipitação de uma segunda fase a partir de uma solução sólida
supersaturada é, na prática, uma técnica de endurecimento bem versátil e comum
(MEYERS e CHAWLA, 1982).
46
Existem três grupos de aços endurecíveis por precipitação: aços inoxidáveis
austeníticos, aços inoxidáveis semiausteníticos e martensíticos. Para se obter o
endurecimento por precipitação desses aços, primeiro tem que se ter um
cuidadoso balanço da composição química e depois o endurecimento é obtido por
dois mecanismos diferentes, onde a austenita é transformada em martensita e, em
seguida, precipita-se compostos intermetálicos por meio do tratamento térmico de
envelhecimento (PECKNER et al, 1977).
O tratamento térmico de endurecimento por precipitação é subdividido em três
etapas, a saber:
1-Solubilização: A liga é aquecida na região monofásica e é mantida nesta
temperatura por um tempo suficiente para a dissolução de todos os precipitados
solúveis.
2-Resfriamento brusco: A liga é resfriada rapidamente até a temperatura ambiente
ou a uma temperatura inferior, para que não haja o crescimento de precipitados
estáveis e, desta forma, consegue-se a obtenção de uma solução sólida
supersaturada.
3-Envelhecimento: Para se obter uma estrutura de transição em fina escala, é
preciso deixar o material à temperatura ambiente ou mais alta por um período de
tempo específico, este processo é chamado de tratamento de envelhecimento.
Os precipitados que são formados em ligas que passam por um tratamento
térmico de envelhecimento podem ser coerentes com a matriz da liga,
semicoerentes ou incoerentes. Os átomos dos precipitados coerentes têm uma
correspondência direcional com os átomos da matriz, já para os átomos dos
precipitados semicoerentes há apenas uma correspondência parcial com os
átomos da matriz e, por fim, nos precipitados incoerentes seus átomos não têm
correspondência nenhuma com os átomos da matriz.
Os precipitados podem influenciar de forma benéfica ou não em propriedades
físicas e metalúrgicas dos aços e são objetos de estudo dos pesquisadores como
é mostrado em uma pesquisa realizada por Li et al. (2018) em um aço inoxidável
ferrítico Fe-19Cr-2Mo-Nb-Ti. Eles afirmam que, com o aumento das temperaturas
de recozimento de 850°C para 1050°C, os contornos de grão de baixo ângulo
evoluem para contornos de grão de alto ângulo, e os precipitados mais finos, tipo
47
fase de Laves (FeCrSi)2 (MoNb) e (Fe, Cr)2 (Nb, Ti), são transformadas em
precipitados mais grosseiros (Nb, Ti) e (C, N), enfraquecendo o efeito que os
precipitados exercem na limitação do crescimento de grão. A quantidade de Nb
em solução sólida pode aumentar a partir da dissolução da fase de Laves e
engrossamento dos precipitados, deteriorando a capacidade de endurecimento da
solução sólida.
Estudos revelam que em aços inoxidáveis duplex, onde se tem uma estrutura
formada por frações aproximadamente iguais de austenita e ferrita, precipitados
ocorrem preferencialmente dentro da ferrita, como é o caso da fase α’, onde
estudos do processo de precipitação em temperaturas de 300°C a 1000°C têm
sido realizados. No trabalho de Borba (2008), houve a constatação da precipitação
da fase α’ entre as temperaturas de 550°C e 600°C e especificamente à
temperatura de 550°C, aproximadamente 20% da ferrita original foi transformada
em α’, isto ficou constatado pelo aumento da dureza em relação à amostra
solubilizada e também pela diferença que se observou entre as frações
volumétricas de ferrita obtidas por ferritoscópio e por esteriologia quantitativa
(BORBA, 2008).
Alguns tipos de fases intermetálicas podem ser extremamente prejudiciais às
propriedades mecânicas como também comprometer a resistência à corrosão dos
aços inoxidáveis, o precipitado Fe, Cr, Mo conhecido como fase σ, gera efeitos
indesejáveis tais como diminuição do limite de escoamento, da tenacidade e do
alongamento (SOKEI et al., 2004).
A precipitação da fase σ, como afirma Sokei et al. (2004), nos aços inoxidáveis
austeníticos se dá em regiões de alta energia, como pontos triplos de contornos
de grãos e junto aos carbonetos e nitretos devido à fase σ ter dificuldade de
nucleação homogênea.
Por ser a ferrita uma fase metaestável na temperatura em que a fase σ se
precipita, ocorre uma transformação eutetóide, onde a ferrita se decompõe em σ
mais austenita preferencialmente nas interfaces ferrita/austenita e também pode
ocorrer nucleação nos contornos de subgrãos ferrita/ferrita e contornos de alta
energia ferrita/ferrita (GUNN, 2003 apud MENDONÇA, 2014).
48
Nos aços inoxidáveis austeníticos onde o Nb e Ti fazem parte da composição
química, os carbonetos formados por esses elementos são mais solúveis na
austenita do que os carbonetos de cromo, isto é importante para a não formação
ou minimização da nucleação do Cr23C6 devido ao fenômeno de sensitização
(SILVA, 2007; CHIAVERINI,2008).
Em temperaturas mais elevadas, por volta de 1050ºC, os NbC e TiC possuem
uma certa solubilidade na austenita, precipitando, portanto, em temperaturas mais
baixas. Por isso, nem sempre formam dispersões inertes e, consequentemente,
têm uma redistribuição por tratamento térmico. Têm, no entanto, grandes
vantagens de não empobrecer as regiões sensíveis como nos contornos de grão
do elemento Cr, bem como possibilitam o endurecimento por dispersão dos aços
austeníticos, visto que estas dispersões permanecem muito finas dentro de uma
faixa de temperatura entre 500°C-750ºC, com consequente aumento de
resistência à fluência (HONEYCOMB, 1995).
49
4. MATERIAIS E MÉTODOS
4.1. Materiais
Chapas dos aços AISI 321 e AISI 441 com espessuras de 2mm foram gentilmente
cedidas pela Empresa Aperam South America para o desenvolvimento desse
estudo. A Tabela 4.1 apresenta a especificação química dos referidos aços
segundo a norma DIN EN10088-1 (DIN EN, 2014).
Tabela 4.1 – Especificação química dos aços inoxidáveis AISI 321 e AISI 441 (% em
peso).
Aço C
(Máx.)
Mn
(Máx.)
P
(Máx.)
S
(Máx.)
Si
(Máx.)
Cr
(Máx.)
Ni
(Máx.)
Outros
Elementos
AISI
321 0,08 2,00 0,040 0,030 0,75
17,0-
20,0
9,0-
13,0
Ti = 5xC = 0,70
(Máx.)
AISI
441 0,03 1,00 0,040 0,015 1,00
17,5-
18,5 0,3
(3xC+0,3) -1,00
Nb; 0,10-0,60 Ti
(DIN EN, 2014)
4.2. Procedimentos Experimentais
4.2.1. Caracterização do Estado de Entrega
CARACTERIZAÇÃO QUÍMICA
A análise química dos aços estudados nesse trabalho foi feita com o auxílio de
três equipamentos: LECO–CS844 (determinação das concentrações de carbono e
enxofre por absorção de infravermelho após fusão), LECO–TC436DR
(determinação da concentração de nitrogênio por termocondutividade após fusão)
e Thermo ARL-4460 (determinação da concentração dos demais elementos por
espectrometria de emissão ótica).
50
CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL
Amostras representativas da seção longitudinal do estado de entrega dos aços
avaliados nesse estudo foram submetidas a procedimentos padronizados de
lixamento e polimento, conforme orienta a norma ASTM E3 (ASTM, 2017). O Aço
AISI 321 foi eletroliticamente atacado com reativo à base de álcool etílico e ácido
nítrico com concentração de 60% (tensão 2V, corrente de 0,2A e tempo de ataque
de 40s). O aço AISI 441 foi eletroliticamente atacado com o reativo aquoso de
ácido oxálico com concentração de 10% (tensão 2V, corrente de 0,1A e tempo de
ataque de 60s).
Para a caracterização microestrutural e obtenção das imagens das
microestruturas, foram utilizados o microscópio óptico LEICA DM 2700 M e o
microscópio eletrônico de varredura (MEV) VEGA-3 da marca da TESCAN,
acoplado a um detector de energia dispersiva (EDS) da Oxford Instruments. Os
tamanhos médios de grão dos aços foram medidos por meio da aplicação do
método automático do diâmetro equivalente médio, padronizado pelas normas
ASTM E112 e ASTM E1382, com 95% de confiança (ASTM E112, 2012; ASTM
E1382, 2015).
CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA
Para a caracterização mecânica dos materiais estudados, ensaios de dureza
Vickers e de tração foram realizados. Para a realização dos ensaios de dureza,
duas metodologias foram adotadas: 1) ensaios de dureza Vickers globais, onde
dez medidas aleatórias foram feitas em amostras representativas dos dois aços
para a obtenção da dureza média dos materiais. Para isso, foi utilizado um
durômetro WOLPERT; 2) dois perfis de microdureza Vickers foram executados ao
longo da espessura das chapas com o objetivo de avaliar a homogeneidade dos
materiais. Para esse fim, foi utilizado um microdurômetro PANTEC com carga de
100gf e passe entre endentações de 0,12mm.
Para a realização dos ensaios de tração, para cada aço no estado de entrega, três
corpos de prova de seção útil retangular com comprimento útil de 30mm e área de
seção transversal de 12mm2(ASTM E8/E8M, 2016) foram usinados e ensaiados
51
em uma máquina servo-hidráulica MTS com taxa de deslocamento de pistão de
2mm/min.
4.2.2. Ensaios de Fluência pela Metodologia Sag Test
Os ensaios de fluência Sag Test foram realizados no Laboratório de Tratamentos
Térmicos e Microscopia Óptica – LTM/DEMET. Esta metodologia de ensaio foi
desenvolvida pioneiramente no Centre Recherche Isberguers (França) (Faria,
2006). O ensaio consiste em colocar corpos de prova planos, com dimensões
padronizadas, fixos em 4 pontos de suas extremidades em um dispositivo
denominado Sag Test, onde é necessário que haja espaço para os corpos de
prova se deformarem sem tocar nas superfícies do dispositivo. Para cada
condição de tempo e temperatura, são ensaiados três corpos de prova para
determinação da flecha média de fluência. As dimensões padronizadas dos corpos
de prova e do suporte são apresentadas na Figura 4.1 (a) e uma imagem
esquemática do dispositivo montado com um corpo de prova posicionado para
ensaio é apresentada na Figura 4.1 (b).
Figura 4.1 - (A) geometria e dimensões dos corpos de prova e suportes para ensaios de
fluência (base de medida em mm); (B) dispositivo Sag Test com corpo de prova
posicionado para ensaio.
52
No presente trabalho, este dispositivo, com os corpos de prova devidamente
posicionados, foi levado a um forno tipo mufla modelo Linn do fabricante Elektro
Therm com uma temperatura pré-definida e lá permaneceu por intervalos de
tempo pré-determinados. Nesse estudo, as temperaturas avaliadas foram 900°C,
950°C e 1000°C e os intervalos de tempo investigados foram 5h, 25h, 50h e 100h.
Após o tempo de residência dos corpos de prova nas isotermas, eles foram
removidos do interior do forno e, após o resfriamento ao ar, suas flechas foram
medidas com o auxílio de um micrômetro. A Figura 4.2 (a) apresenta uma
fotografia do dispositivo Sag Test com corpos de prova posicionados após a
realização de um ensaio. A Figura 4.2 (b) é uma imagem esquemática que ilustra
a flecha de fluência.
Figura 4.2 - (A) fotografia de corpos de prova ensaiados e ainda posicionados no
dispositivo Sag Test; (B) esquema ilustrando a flecha de fluência em um corpo de prova.
Após a realização dos ensaios Sag Test e medição das flechas médias, foi feita a
caracterização microestrutural (com medição do tamanho médio de grão) e
mecânica (microdureza), para cada aço, de duas amostras submetidas às
condições de ensaio que propiciaram os comportamentos em fluência mais
distintos, ou seja, que tiveram as menores e maiores flechas. Destaca-se que os
53
procedimentos experimentais de caracterização microestrutural e de medição de
microdureza aqui empregados foram os mesmos já descritos no item 4.2.1.
4.2.3. Tratamentos Isotérmicos de Crescimento de grão
Com o objetivo de avaliar o efeito exclusivo de tratamentos isotérmicos sobre o
crescimento de grão nos aços estudados, amostras de ambos foram submetidas a
três isotermas nas temperaturas de 900°C, 950°C e 1000°C. Para cada
temperatura, quatro intervalos de tempo foram investigados: 5h, 25h, 50h e 100h.
Para esse fim, um forno tipo mufla Lavoisier foi pré-aquecido em cada uma das
referidas temperaturas. Uma vez que o forno ficou estável, quatro amostras de
cada aço foram introduzidas. Uma vez que o controlador do forno voltou a se
estabilizar, um cronômetro foi utilizado para a marcação dos quatro intervalos de
tempo acima mencionados. Cada uma das amostras foi removida do forno após
decorrido um dos intervalos de tempo e foi resfriada ao ar.
Cada uma das amostras isotermicamente tratadas foram microestruturalmente
caracterizadas e os tamanhos médios de grão foram medidos seguindo os
mesmos procedimentos já apresentados no item 4.2.1. Para cada um dos aços,
curvas de tamanho de grão em função da temperatura e tempo de tratamento
isotérmico foram traçadas. Com base nos dados obtidos, uma condição de
tratamento isotérmico foi proposta para ser aplicada a cada um dos aços
estudados, com o objetivo de promover crescimento de grão em corpos de prova
de fluência Sag Test ainda não ensaiados. O objetivo desta etapa do estudo foi
investigar se grãos previamente crescidos iriam influenciar significativamente o
comportamento em fluência dos aços avaliados.
4.2.4. Efeito do Crescimento de Grão Sobre o Comportamento em
Fluência Sag Test nos Aços Estudados
Com o objetivo de avaliar se o crescimento de grão foi um mecanismo eficiente
para melhorar o desempenho em fluência dos aços estudados, corpos de prova
dos dois aços, não ensaiados, foram submetidos a uma condição de tratamento
54
isotérmico para promover o crescimento de grão. Essa condição foi definida a
partir dos resultados obtidos com os experimentos descritos no item 4.2.3.
Os corpos de prova de cada aço, termicamente tratados, foram submetidos a uma
condição de ensaio de fluência Sag Test no forno de resistência tipo mufla da
marca Elektro Therm, modelo Linn do Laboratório de Tratamentos Térmicos e
Microscopia Óptica (LTM/DEMET). As condições do ensaio de fluência Sag Test
(tempo e temperatura) foram aquelas que, nos experimentos descritos no item
4.2.2, propiciaram o pior desempenho dos aços avaliados.
A caracterização dos corpos de prova ensaiados nessa etapa foi feita seguindo os
mesmos procedimentos descritos no item 4.2.1.
55
5. RESULTADOS E DISCUSSÃO
5.1. Análise química
A Tabela 5.1 apresenta a composição química dos aços estudados nesse
trabalho. Pode-se observar que eles atendem às especificações AISI 321 e AISI
441 segundo a norma DIN EN10088-1 (2014).
O aço identificado como AISI 321 caracteriza-se pelo elevado teor de Ni, elemento
que contribui fortemente para a estabilização da fase austenita em uma larga faixa
de temperatura que inclui a ambiente. Deve-se destacar também a significativa
adição de Ti como elemento estabilizante, o que faz desse aço uma boa opção
para aplicações que envolvam altas temperaturas, uma vez que garantirá a ele
baixa susceptibilidade à corrosão intergranular (PAYER et al., 1975; SCHWIND et
al., 2000). A concentração de Nb nesse aço (0,012%) não é elevada o suficiente
para ativar o seu efeito como elemento estabilizante. A norma DIN 10088-2
especifica que, para compor efeito estabilizante nesse aço, a concentração de Nb
deveria ser três vezes o teor de carbono do aço mais 0,3%, ou seja, deveria ser
pelo menos 0,33% (DIN EM 10088-1, 2014).
O aço identificado como AISI 441 é um aço inoxidável ferrítico estabilizado ao Ti e
Nb. A presença desses elementos nesse aço, além de propiciarem a formação de
carbonitretos como Nb(C,N), Ti(C,N) e Fe3Nb3C, também pode dar origem à fase
Laves que, no aço AISI 441, possui estequiometria Fe2Nb e estrutura cristalina
hexagonal. O efeito da fase Laves no comportamento mecânico em elevada
temperatura do aço AISI 441 tem sido muito debatido. Alguns autores têm
reportado que o rápido coalescimento da fase Laves em temperaturas elevadas
prejudica a resistência mecânica do aço à tração a quente e à fluência (FUJITA et
al., 2004; MORRIS et al., 2004).
56
Tabela 5.1 – Composição química dos aços inoxidáveis estudados nesse trabalho (% em
peso).
Aço C Mn P S Si Cr Ni Ti Nb Mo N2
(p.p.m.)
AISI
321 0,01 0,82 0,03 0,001 0,50 17,0 9,0 0,149 0,012 0,06 118
AISI
441 0,01 0,22 0,03 0,0004 0,45 17,6 0,29 0,135 0,392 0,03 123
5.2 Análises Microestrutural do Estado de Entrega
A Figura 5.1 apresenta micrografias do aço AISI 321 em seu estado de entrega.
Como esperado, observa-se uma microestrutura austenítica homogênea, com
grãos poligonais de tamanho médio (19±6)μm. Percebe-se ainda a presença de
carbonitretos, alguns deles relativamente grosseiros com morfologia poligonal e
cor alaranjada e outros mais refinados. É marcante a presença de algumas faixas
escuras alinhadas no sentido de laminação. Nesse tipo de aço, pode haver
segregação química inerente ao processo de fabricação, que durante a laminação
são direcionadas e alinhadas, podendo inclusive dar origem a sítios preferenciais
de precipitação de carbonetos de cromo, ou de ferro (MANKARI e ACHARYYA,
2018).
Buscando avaliar a natureza dos carbonitretos presentes no aço AISI 321,
análises foram feitas utilizando-se o detector EDS do microscópio eletrônico de
varredura (MEV). A Figura 5.2 apresenta uma imagem de elétrons secundários
(MEV) e o mapa EDS obtido. Pode-se observar que os precipitados maiores com
morfologia cuboide são nitretos de titânio (Ti2N) e os precipitados menores, não
facetados, seriam carbonetos de titânio (TiC). A literatura técnica destaca que a
distribuição desses precipitados tem grande relevância para o comportamento em
fluência dos aços inoxidáveis, pois, a depender do mecanismo de fluência
preponderante, os precipitados podem atuar positivamente como, por exemplo,
dificultando a movimentação de discordâncias, ou negativamente uma vez que a
precipitação, ou o coalescimento de precipitados como TiC e Cr23C6 nos contornos
57
de grãos austeníticos podem criar sítios preferenciais para a nucleação de vazios
em fluência (MANKARI e ACHARYYA, 2018; MIN et al., 2003).
Figura 5.1 - (A) micrografia do aço inoxidável austenítico AISI 321, no estado de entrega,
seção longitudinal, aumento de 200x – MO; (B) micrografia do aço inoxidável austenítico
AISI 321, no estado de entrega, seção longitudinal, aumento de 500x – MO. Ataque
Eletrolítico HNO3 60%.
,
Figura 5.2 - (A) micrografia do aço inoxidável austenítico AISI 321, no estado de entrega,
seção longitudinal, aumento 1000x – MEV; (B) mapa de análise EDS realizado no aço
AISI 321 no estado de entrega, seção longitudinal.
58
A Figura 5.3 apresenta micrografias do aço AISI 441 em seu estado de entrega.
Como esperado, observa-se uma microestrutura ferrítica equiaxial, com grãos
poligonais de tamanho médio (40±15)μm. Comparado ao aço AISI 321, percebe-
se que o aço AISI 441 possui um tamanho médio de grão muito maior, além de
apresentar uma grande variabilidade no tamanho dos grãos. Apesar do tamanho
médio de grão ferrítico ser 40μm, verifica-se população significativa de grãos com
tamanho abaixo de 30μm e acima de 50μm. Zimny (2016) também relata a
ocorrência dessa variação no tamanho de grão do aço AISI 441 estudado por ele,
atribuindo-a às características do processo de fabricação do material (ZIMNY,
2016).
Percebe-se também a presença de carbonitretos, sendo alguns deles
relativamente grosseiros com morfologia cuboide e outros mais refinados sem
facetas bem definidas. Buscando avaliar a natureza dos carbonetos presentes,
análises por meio de detector EDS foram executadas na amostra do aço AISI 441.
As Figuras 5.4 e 5.5 apresentam imagens de elétrons secundários (MEV) e os
mapas EDS obtidos. Pode-se observar a presença de carbonitretos de Ti e Nb.
Em algumas regiões, percebe-se que nitretos de titânio previamente formados
atuaram como sítios preferenciais para a nucleação de carbonetos de Nb. Não
foram encontradas evidências de fase Laves no aço AISI 441 em seu estado de
entrega, o que está de acordo com a literatura, uma vez que a formação de fase
Laves nesse aço acontece entre 600°C e 900°C com uma cinética relativamente
lenta. Sello et al. (2011) relatam que para se formar 3% em volume dessa fase na
temperatura de 600°C seriam necessários aproximadamente 700 minutos, ou seja,
quase 12 horas de tratamento isotérmico. Para se formar a mesma quantidade a
900°C, seriam necessários aproximados 100 minutos, o que não acontece no
processo de fabricação dessa liga (ZIMNY, 2016; SELLO et al., 2010).
59
Figura 5.3 - (A) micrografia do aço inoxidável ferrítico 441, no estado de entrega, seção
longitudinal, aumento de 200 x. (B) micrografia do aço inoxidável ferrítico, no estado de
entrega, seção longitudinal, aumento de 500x – MO. Ataque eletrolítico oxálico 10%.
Figura 5.4 - (A) micrografia do aço inoxidável ferrítico AISI 441, no estado de entrega,
seção longitudinal, aumento 1000x – MEV; (B) mapa de análise EDS realizado no aço
AISI 441 no estado de entrega, seção longitudinal. Ataque eletrolítico oxálico 10%.
60
Figura 5.5 - Mapa de análise EDS realizado no aço AISI 441 no estado de entrega
ilustrando a nucleação heterogênea de carbonetos de nióbio nas faces de uma partícula
de nitreto de titânio. Ataque Eletrolítico Oxálico 10%.
5.3 Caracterização Mecânica do Estado de Entrega
Ensaios de dureza Vickers foram realizados nas amostras do estado de entrega.
Os aços AISI 321 e AISI 441 apresentaram, respectivamente, durezas de
(143±2)HV e (152±2)HV. Destaca-se que esses valores de dureza estão de
acordo com o esperado para essas classes de aço no estado como fabricado
(ALENCAR, 2016; MOUSA, 2017).
Ensaios de microdureza Vickers foram executados, conforme descrito em
Materiais e Métodos, fazendo-se uso do método de perfis com o objetivo de
avaliar a homogeneidade ao longo da espessura das chapas. A Figura 5.6
apresenta um comparativo entre os perfis de microdureza obtidos para os dois
aços estudados no estado de entrega. Pode-se observar que os dois aços
estudados possuem perfis de dureza homogêneos ao longo da espessura,
variando em média entre 155HV e 178HV.
61
Figura 5.6 - Perfis de microdureza medidos ao longo da espessura para os aços AISI 321
e AISI 441.
A Figura 5.7 e a Tabela 5.2 apresentam dados sobre o comportamento em tração
na temperatura ambiente, dos aços estudados. Percebe-se que o aço AISI 441
apresenta maior limite de escoamento quando comparado com o aço AISI 321. No
entanto, o limite de resistência do aço AISI 321, assim como a sua deformação
total, são expressivamente maiores do que os verificados para o aço AISI 441.
Isso indica que durante a deformação plástica, o aço AISI 321 possui maior
capacidade de encruamento e, concomitantemente, a nucleação de
microcavidades é retardada em relação ao observado para o aço AISI 441.
Esse comportamento era esperado em função da ocorrência do efeito TRIP no
aço AISI 321. Segundo diversos autores, o aço AISI 321 é um aço austenítico
metaestável que, durante carregamento monotônico, apresenta a transformação
martensítica induzida por deformação como mecanismo de encruamento. A
verificação desse fenômeno justifica a maior capacidade de encruamento e o
maior alongamento desse aço quando comparado ao AISI 441(OLSON et al.,
1975; LO et al., 2009).
A Figura 5.8 apresenta as regiões de deformação uniforme verdadeira em tração e
as respectivas derivadas de primeira ordem para cada um dos aços estudados.
62
Observa-se que enquanto para o aço AISI 441 a derivada de primeira ordem
diminui continuamente com o aumento da deformação, para o aço AISI 321, a
partir de aproximadamente 0,12 de deformação verdadeira, a derivada aumenta
até aproximadamente 0,30, para só então voltar a diminuir. Esse comportamento é
uma evidência notória da ocorrência do efeito TRIP (DAN, 2008).
Figura 5.7 - Curvas σ x ε de engenharia para os aços (A) AISI 321 e (B) AISI 441.
Tabela 5.2 - Principais parâmetros medidos por tração para os aços AISI 321 e AISI 441.
AISI 321 AISI 441
Limite de Escoamento (MPa) 245±14 Limite de Escoamento (MPa) 299±12
Limite de Resistência (MPa) 682±10 Limite de Resistência (MPa) 478±2
Deformação Total (%) 63±5 Deformação Total (%) 46±6
Redução de Área (%) 69,0±0,8 Redução de Área (%) 65±2
63
Figura 5.8 - Região de encruamento uniforme da curva verdadeira σv x εv para os aços (A)
AISI 321 e (B) AISI 441, com suas respectivas derivadas de primeira ordem.
Como se sabe, o expoente de encruamento (n) varia como uma função da
deformação Murari (2009). A região plástica da curva tensão versus deformação
verdadeira é descrita, matematicamente, por meio da Equação de Hollomon
(Equação 5.1), sendo v a tensão verdadeira e v a deformação verdadeira. Com o
objetivo de expressar o coeficiente de encruamento como função direta da
deformação verdadeira, a Equação 5.1 pode ser linearizada e derivada em relação
à deformação verdadeira, dando origem à Equação 5.2.
𝜎𝑣 = 𝑘. (𝜀𝑣)𝑛 (5.1)
𝑛 = 𝑑𝜎𝑣
𝑑𝜀𝑣.
𝜀𝑣
𝜎𝑣 (5.2)
No presente trabalho, os dados de tensão e deformação verdadeiros foram
tratados utilizando-se o software Origin 9.0 e, aplicando-se a Equação 5.2
determinou-se, para os dois aços estudados, a evolução do coeficiente de
encruamento (n) em função da deformação verdadeira, como apresenta a Figura
5.9. Pode-se observar que o perfil de variação do coeficiente de encruamento do
aço AISI 321 é muito diferente daquele apresentado pelo aço AISI 441. Enquanto
64
o coeficiente de encruamento do aço AISI 441 cresce continuamente e se
estabiliza assintoticamente de um valor próximo de 0,28, o coeficiente n referente
ao aço AISI 321 cresce continuamente até um valor máximo de 0,85 ao fim da
região de deformação plástica uniforme. Essa diferença de evolução do
coeficiente de encruamento em função da deformação verdadeira, segundo Zorzi
(2014) e Antunes (2007), é mais uma evidência experimental da ocorrência do
efeito TRIP no aço AISI 321.
Figura 5.9 - Coeficiente de encruamento (n) em função da deformação verdadeira (v)
para os aços (A) AISI 321 e (B) AISI 441.
5.4. Ensaios de Fluência pela Metodologia Sag Test
Neste trabalho, a Equação 5.3 foi utilizada para estimar, por meio da teoria
clássica de flexão, a tensão de tração máxima (máx.) na superfície externa
convexa dos corpos de prova de fluência durante os ensaios Sag Test. Verificou-
se que, considerando as pequenas variações de massa, entre os corpos de prova
dos aços AISI 441 e AISI 321 (entre 60g e 64g respectivamente), o nível máximo
de tensão de tração exercido sobre os corpos de prova, pelo seus próprios pesos,
nos ensaios de fluência variou entre 2,2MPa e 2,4MPa. Na Equação 5.3, P é o
peso do corpo de prova, L é a distância entre os pontos de apoio nos corpos de
65
prova (200mm), b e h são, respectivamente, a largura (20mm) e a espessura
(2mm) do corpo de prova (ASTM E855-08, 2013).
𝜎𝑚á𝑥 =3.𝑃.𝐿
2.𝑏.ℎ2 (5.3)
A Figura 5.10 apresenta os resultados obtidos por meio da realização dos ensaios
de fluência pela metodologia Sag Test. Como descrito em Materiais e Métodos, os
dois aços foram avaliados em três temperaturas que foram 900°C, 950°C e
1000°C. Pode-se observar que tanto o aço AISI 321 quanto o aço AISI 441
apresentaram bom desempenho em fluência nas temperaturas de 900°C e 950°C.
As flechas máximas medidas para os aços AISI 321 e AISI 441 foram 4mm e
5mm, respectivamente, para 100h de ensaio a 950°C. Entretanto, com o aumento
da temperatura para 1000°C, verificou-se uma mudança brusca de
comportamento do aço AISI 441, que com 100h de ensaio nessa temperatura,
apresentou uma fecha média de 26mm.
Como já apresentado neste trabalho, o aço AISI 441 já é utilizado em alguns
componentes de escapamento automotivo em função de suas boas características
como elevada resistência à corrosão, baixa susceptibilidade à corrosão
intergranular e bom desempenho em fluência nas temperaturas usualmente
verificadas nesse componente automotivo. Segundo Faria (2006), o aço AISI 441,
em automóveis com motorização não turbinada a gasolina, é utilizado na
manufatura de coletores e catalizadores que podem chegar a uma temperatura de
trabalho de até 900°C.
Os resultados obtidos nesse trabalho mostram que nessa temperatura de
trabalho, o desempenho em fluência do aço AISI 441 é satisfatório, justificando
sua utilização e não a do aço AISI 321. Essa afirmação faz-se ainda mais
justificada ao se observar que os aços estudados possuem desempenhos em
fluência semelhantes nessa temperatura, mas que o aço AISI 321 possui um custo
significativamente maior do que o AISI 441.
66
Em motorizações turbo, as temperaturas de trabalho de coletores e catalizadores
podem chegar a 1050°C. Portanto, é muito importante considerar que na
temperatura de 1000°C, esse aço com 100h de ensaio, deformou-se 420% a mais
do que o verificado na temperatura de 900°C. Nesse cenário, o aço AISI 321
passaria a ser a melhor opção entre os aços avaliados nesse estudo.
Figura 5.10 - Flechas de fluência medidas para chapas de 2mm dos aços (A) AISI 321 e
(B) AISI 441 em função da temperatura e do tempo de ensaio.
Com o objetivo de executar uma caracterização básica de alguns dos corpos de
prova submetidos aos ensaios de fluência Sag Test, as amostras dos aços AISI
321 e AISI 441 ensaiadas nos intervalos de tempo 5h e 100h nas temperaturas de
900°C e 1000°C foram metalograficamente preparadas, atacadas e caracterizadas
por microscopia óptica nos centros de suas seções longitudinais (Figuras 5.11 e
5.12). Os tamanhos médios de grão foram medidos por meio do método do
diâmetro equivalente médio seguindo padrões estabelecidos pelas normas ASTM
E112 e ASTM E1382.
Assim como executado para os corpos de prova em seu estado de entrega, perfis
de microdureza Vickers também foram medidos ao longo da espessura das
chapas com o objetivo de se avaliar possíveis mudanças em decorrência das
alterações microestruturais. Para esse fim, utilizou-se um microdurômetro
67
PANTEC com carga de 100gf e passe entre endentações de 0,12mm. É
importante destacar que estas condições de ensaio Sag Test foram selecionadas
por serem aquelas onde foram observados comportamentos em fluência
significativamente distintos.
A Figura 5.11 apresenta micrografias das amostras do aço AISI 321 submetidas a
5h e 100h de ensaio Sag Test tanto nas temperaturas de 900°C quanto 1000°C.
Pode-se observar que com o aumento do tempo e da temperatura de ensaio, há
um significativo crescimento de grão austenítico, não tendo sido identificadas
evidências da existência de grãos alongados, nem mesmo nas superfícies
submetidas às maiores tensões de tração e compressão.
Os tamanhos médios de grão austenítico dos corpos de prova do aço AISI 321
caracterizados são apresentados na Figura 5.13 (A), onde também são
comparados com os tamanhos dos grãos austeníticos do estado de entrega. Nota-
se que há uma pequena diferença de tamanhos ao se comparar o estado de
entrega (19±6m) com as amostras submetidas a 5h e 100h a 900°C (26±1m e
25±1m respectivamente). No entanto, as amostras submetidas aos ensaios a
1000°C apresentaram expressivo crescimento de grão, de forma que a amostra
submetida a 5h de ensaio apresentou tamanho médio de grão de 130±19m e a
submetida a 100h, de 153±24m.
68
Figura 5.11 - Micrografias do aço inoxidável austenítico AISI 321 submetido aos ensaios
Sag Test (A) 5h a 900°C, (B) 100h a 900°C, (C) 5h a 1000°C e (D) 100h a 1000°C - seção
longitudinal, aumento de 500X – MO. Ataque Eletrolítico HNO3 60%.
A Figura 5.12 apresenta micrografias das amostras do aço AISI 441 submetidas a
5h e 100h de ensaio Sag Test tanto nas temperaturas de 900°C quanto 1000°C.
Para este aço, também observou-se que, com o aumento do tempo e da
temperatura de ensaio, houve um significativo crescimento de grão ferrítico, não
tendo sido identificadas, de forma similar, evidências da existência de grãos
alongados, nem mesmo nas superfícies submetidas às maiores tensões de tração
e compressão. Também observou-se significativa dissolução de precipitados ao se
comparar as amostras tratadas a 1000°C com as tratadas a 900°C. Os tamanhos
médios de grão ferrítico dos corpos de prova do aço AISI 441 caracterizados são
apresentados na Figura 5.13 (B). Verifica-se que há um pequeno crescimento de
grão ao se comparar o estado de entrega (40±15m) com as amostras submetidas
a 5h e 100h a 900°C (47±3m e 54±2m respectivamente). No entanto, as
69
amostras submetidas aos ensaios a 1000°C apresentaram expressivo crescimento
de grão, de forma que a amostra submetida a 5h de ensaio apresentou tamanho
médio de grão de 223±32m enquanto a submetida a 100h, de 252±10m.
Figura 5.12 - Micrografia do aço inoxidável ferrítico 441 submetido aos ensaios Sag Test
(A) 5h a 900°C, (B) 100h a 900°C, (C) 5h a 1000°C e (D) 100h a 1000°C - seção
longitudinal, aumento de 500X – MO. Ataque Eletrolítico Oxálico 10%.
70
Figura 5.13 - Comparação entre os tamanhos médios de grão do (A) aço AISI 321; (B)
aço AISI 441 no estado de entrega (E.E.) e submetidos a 5h e 100h de ensaio Sag Test
nas temperaturas de 900°C e 1000°C.
A Figura 5.14 apresenta os perfis de microdureza medidos ao longo da espessura
para as amostras dos dois aços ensaiadas por 5h e 100h nas temperaturas de
900°C e 1000°C. Deve-se destacar que a referência de posição 0 foi posicionada
próximo à superfície submetida ao maior nível de tensão de tração. Pode-se
observar que, ao se comparar os resultados aqui obtidos com aqueles do estado
de entrega (Figura 5.5), existem algumas pequenas diferenças.
Em relação ao aço AISI 441, percebe-se que, como no estado de entrega, não há
gradiente significativo de dureza ao longo da espessura dos corpos de prova
ensaiados. Não se percebe variações significativas nem mesmo nas regiões
próximas às superfícies submetidas às maiores tensões compressivas e trativas,
indicando que não há um mecanismo de encruamento atuante para os níveis de
tensão e temperaturas empregados nos ensaios Sag Test. No entanto, de forma
geral, verifica-se uma pequena diminuição da microdureza média de 162HV do
estado de entrega para 160HV nos corpos de prova ensaiados. Entre as
condições avaliadas, percebe-se que não há significativas diferenças. Imagina-se
que um balanço de efeitos em decorrência do crescimento de grão ferrítico e da
precipitação/dissolução de precipitados em função da temperatura de ensaio, seja
o responsável por este comportamento.
71
No que diz respeito ao aço AISI 321, ao se observar os resultados de forma geral
e ao se considerar os desvios experimentais, também não se observa, para uma
mesma condição de ensaio, grandes variações de microdureza ao longo da
espessura dos corpos de prova. No entanto, percebe-se uma diferença de
microdureza de 27HV a mais entre os corpos de prova ensaiados por 5h a 900°C
e os demais parâmetros para o AISI321. Como já abordado, os corpos de prova
ensaiados nesta condição experimentaram um pequeno crescimento de grão em
relação ao estado de entrega, evoluindo de um tamanho médio de 19m para
26m. Este pequeno crescimento de grão não justificaria, em hipótese alguma,
este comportamento de microdureza. Entretanto, segundo a literatura, o aço AISI
321 é susceptível ao envelhecimento, ou seja, quando submetido a um
determinado intervalo de tratamento isotérmico em uma faixa de temperatura
abaixo da temperatura de completa dissolução de carbonetos, pode ocorrer a
formação de finos precipitados que contribuirão para o aumento da dureza pelo
mecanismo de endurecimento por precipitação. Ao se aumentar o tempo, ou a
temperatura, pode haver coalescimento, ou até mesmo dissolução destes
precipitados, justificando uma gradativa diminuição da dureza (LAI, 1988; GUAN et
al., 2005; PADILHA, 2002; TAVARES et al., 2008).
Segundo Tavares et al. (2008), o aço AISI 321, assim como o também austenítico
AISI 347, é um aço susceptível à formação de finos precipitados (NbC e TiC)
quando tratados por algumas horas (1h-5h) em temperaturas que podem chegar
até 925°C. Ao se observar o diagrama TTT de precipitação destes carbonetos,
verifica-se que o menor tempo para nucleação dos mesmos nestes aços está
justamente nas proximidades de 900°C (PADILHA, 2002; TAVARES et al., 2008).
Na indústria, inclusive, é comum empregar tratamentos térmicos nestes aços,
nestas condições, para promover a precipitação de carbonetos, retirando, assim,
carbono de solução sólida. Este procedimento diminui a susceptibilidade do aço
ao fenômeno de sensitização (TAVARES et al., 2008).
72
Figura 5.14 - Perfis de microdureza medidos ao longo da espessura para os aços (A) AISI
321 e (B) AISI 441 submetidos a 5h e 100h de ensaios Sag Test a 900°C e 1000°C.
Segundo a literatura, o fenômeno de fluência nesses tipos de aços pode ser
controlado principalmente por dois mecanismos que são: a) fluência por difusão
[transporte de átomos pela matriz (Nabarro-Henrring), transporte de átomos pelos
contornos de grão (Coble), ou transporte de átomos pelo núcleo das discordâncias
(Harper-Dorn)] e b) fluência por deslizamento de discordâncias controlado pelo
mecanismo de escalada. Os mecanismos de fluência por difusão Nabarro-
Henrring e Coble são fortemente sensíveis ao tamanho de grão da estrutura (α
1/d2 e 1/d3), enquanto o de Harper-Dorn e o mecanismo por deslizamento de
discordâncias não, sendo eles mais influenciados pela mobilidade das
discordâncias (FROST e ASHBY, 1982).
No presente estudo, caso os mecanismos de fluência preponderantes fossem os
de difusão Nabarro-Henrring e Coble, quanto maior o tamanho de grão da
estrutura, esperar-se-ia que menor seria a deformação experimentada pelo
material em fluência. Se o mecanismo Harper-Dorn fosse o mais atuante, a taxa
de fluência não seria significativamente dependente do tamanho de grão da
estrutura, mas sim da taxa de geração de lacunas na estrutura. Caso o
mecanismo mais ativo fosse deslizamento de discordâncias, o tamanho de grão
da estrutura teria pouca influência, mas a presença de restrições à mobilidade de
discordâncias, como precipitados, propiciaria melhor desempenho em fluência
(DOLLMAN, 2003; YAVARI et al.,1981).
73
Como já abordado na revisão bibliográfica, geralmente o mecanismo de fluência
por deslizamento de discordâncias prevalece quando tensões relativamente
elevadas são aplicadas aos corpos de prova de fluência (elevados valores de
tensão normalizada, ou seja, elevadas razões entre tensão aplicada e o módulo de
cisalhamento do material). À medida em que as tensões aplicadas diminuem e as
temperaturas de ensaio aumentam, há uma tendência de que mecanismos
difusionais passem a ser os mais ativos (DOLLMAN, 2003; YAVARI et al.,1981).
A metodologia de ensaio Sag Test permite uma importante avaliação a respeito da
ductilidade em fluência dos aços, sendo, porém, difícil afirmar com certeza qual é
o principal mecanismo de fluência atuante. Entretanto, baseando-se nos
resultados obtidos e acima apresentados, pode-se discutir algumas possibilidades.
Com este objetivo, deve-se pontuar que: 1) nos ensaios de fluência executados, o
nível de tensão máxima atuante nos corpos de prova é relativamente baixo, entre
2,2MPa e 2,4MPa; 2) até a temperatura de 950°C, o desempenho dos dois aços
foi muito semelhante; 3) ao se comparar o desempenho dos aços AISI 321 e AISI
441 na pior situação estudada, ou seja, 100h a 1000°C, percebe-se claramente
que o aço AISI 441 apresentou o pior desempenho em fluência, mesmo possuindo
o maior tamanho de grão e a maior concentração de Nb em sua composição
química; 4) ao se caracterizar a microestrutura do aço AISI 441, submetido ao
ensaio de 100h a 1000°C, percebe-se significativa dissolução de precipitados ricos
em Nb (confirmado por análises em MEV e apresentado na Figura 5.15); 5) ao se
caracterizar a microestrutura do aço AISI 441 submetido a ensaio de 100h a
1000°C, percebe-se um expressivo crescimento de grão ferrítico de (40±15)m
para (252±10)m e não se verificou a existência de grãos alongados, apesar da
grande flecha de fluência; 6) segundo a literatura, aços inoxidáveis ferríticos
possuem elevada energia de falha de empilhamento, ou seja, elevada mobilidade
de discordâncias comparado aos austeníticos (DOLLMAN, 2003; STOUFFER e
DAME, 1996).
Pontuadas essas observações, pode-se afirmar que nos ensaios de fluência, a
diferença de tamanho de grão verificada entre os aços AISI 321 e AISI 441 parece
não justificar a diferença de comportamento em fluência dos dois aços, tendo em
vista que o comportamento deles nas temperaturas de 900°C e 950°C foi
semelhante. Com o aumento da temperatura e a dissolução de precipitados ricos
74
em Nb no aço AISI 441 (Figuras 5.12 e 5.15), verificou-se um grande aumento na
sua deformação por fluência. Considerando que os precipitados atuavam como
possíveis barreiras à movimentação de discordâncias, a dissolução parcial deles,
associada à maior energia de falha de empilhamento desse aço, parece ter forte
influência sobre essa mudança de comportamento. Em contrapartida, segundo a
literatura, a dissolução significativa de precipitados no aço AISI 321 só aconteceria
para tratamentos isotérmicos de 1h a 5h em temperaturas da ordem de 1100°C
(TAVARES et al., 2008). Neste contexto, seria razoável supor que, mesmo quando
submetido a 100h de ensaio a 1000°C ainda haveria significativa concentração de
precipitados na microestrutura, o que poderia, mesmo nesta condição, estar
limitando a movimentação de discordâncias, justificando o seu bom desempenho
em fluência, assim como o seu crescimento de grão menos expressivo, em
relação ao aço AISI 441.
Figura 5.15 - Micrografias de amostras do aço AISI 441 submetidas a ensaios de fluência
de 100h (A) a 900°C e (B) a 1000°C, destacando o crescimento de grão ferrítico e a
significativa dissolução de precipitados com o aumento da temperatura – aumento 500x –
MEV. Ataque eletrolítico oxálico 10%.
75
Segundo a literatura, e conforme confirmado na caracterização microestrutural, o
aço AISI 441 em seu estado de entrega possui uma rede de precipitados do tipo
(Nb,Ti)(C,N), porém ao se comparar a Figura 5.3 (A), que apresenta o aço em seu
estado de entrega, com a Figura 5.15 (A), que ilustra a microestrutura após 100h a
900°C, é possível verificar um aumento expressivo de precipitados nos contornos
e no volume dos grãos. Segundo a literatura, e conforme já apresentado em
discussão anterior, nessa temperatura haveria a precipitação da fase Laves
(Fe2Nb) que atuaria como barreira à movimentação de discordâncias. No entanto,
com o aumento da temperatura, haveria a dissolução dessa fase rica em Nb, que
seria quase completamente dissolvida na temperatura de 1000°C, como ilustra a
Figura 5.15 (B). Com a dissolução da fase Laves e uma dissolução parcial de
carbonetos de Nb, a mobilidade local das discordâncias aumentaria.
Neste cenário, onde se verifica que a diferença de tamanho de grão inicial entre os
aços AISI 321 (19±6)m e AISI 441 (40±15)m não parece ter exercido
significativa influência no comportamento em fluência dos aços, mas sim as
temperaturas de ensaio que promoveram eventos diferentes nos dois aços, no que
diz respeito à precipitação e dissolução de precipitados, poder-se-ia refletir sobre a
possibilidade de que as restrições à movimentação de discordâncias seria o fator
mais atuante para se explicar os comportamentos dos aços estudados, levando a
uma possível suposição de que o mecanismo de deslizamento de discordâncias
seria preponderante sobre os mecanismos difusionais.
Entretanto, há que se exaltar outros fatores. Como já descrito, os níveis de tensão
aplicados aos corpos de prova nos ensaios de fluência na metodologia Sag Test
são considerados muito baixos quando comparados a ensaios de fluência
tradicionais. Neste contexto, a tensão aplicada normalizada pela tensão de
cisalhamento dos aços estudados seria muito baixa para se ativar mecanismos
controlados majoritariamente por deslizamento de discordâncias (mecanismo
clássico de deslizamento de discordâncias). Além disso, não foram observados
indícios de grãos alongados, nem mesmo para o aço AISI 441 em sua pior
condição de ensaio, assim como os perfis de microdureza não revelaram
diferenças entre as regiões mais deformadas (superfícies dos corpos de prova) e
as menos deformadas (região central), indicando que pode não haver diferenças
significativas no que diz respeito à densidade de discordâncias ao longo da
76
espessura. Essas observações sugerem que não houve intensa difusão nos
contornos de grão nem no volume dos grãos em si, mas sim uma mobilidade local
no centro das discordâncias. Estes fatores são descritos na literatura como sendo
mais comuns em materiais submetidos a condições de fluência controlada por
mecanismos difusionais (DOLLMAN, 2003).
Ao se considerar a discussão acima apresentada, o conceito dos mapas de
deformação de Frost e Ashby (1982) e os níveis de tensão atuantes nos ensaios
Sag Test avaliados neste trabalho, pode-se supor que os mecanismos de fluência
mais atuantes seriam os de fluência por difusão (baixo nível de tensões e
elevadas temperaturas). Entretanto, como o tamanho de grão parece não ter
exercido forte influência sobre a deformação em fluência, mas sim a dissolução de
precipitados, isto parece indicar que, entre os mecanismos de fluência por difusão,
o mais atuante seria aquele mais influenciado pela mobilidade local de
discordâncias. Segundo Frost e Ashby (1982) e Yavari et al.(1981), o mecanismo
Harper-Dorn é atuante em ensaios de fluência com corpos de prova submetidos a
tensões relativamente baixas e a temperaturas elevadas (Coeficiente de Norton
n=1). Neste mecanismo, a movimentação de discordâncias atua como fonte e
sorvedouro de lacunas, favorecendo a difusão atômica em altas temperaturas e,
consequentemente, a deformação por fluência. Se alguma restrição à
movimentação de discordâncias está ativa, isso diminuirá a taxa de geração de
lacunas e, portanto, dificultará a difusão, restringindo, assim, a deformação por
fluência.
Segundo Frost e Ashby (1982) e Yavari et al.(1981), o mecanismo de controle da
taxa de fluência em Haper-Dorn é influenciado pela mobilidade de discordâncias.
Os autores afirmam que a presença de precipitados implicaria em uma
significativa diminuição da deformação por fluência, pois, a restrição à mobilidade
das discordâncias levaria a uma redução na taxa de formação de lacunas,
restringindo processos difusionais. Nos ensaios de fluência executados neste
trabalho, a relação entre a tensão máxima e o módulo de cisalhamento foi de
aproximadamente 3x10-5 enquanto a temperatura homóloga (temperatura de
ensaio normalizada pela temperatura de fusão do material) variou de 0,7 a 0,8. Ao
se avaliar estes valores com mapas de deformação típicos de aços inoxidáveis
(FROST e ASHBY, 1982), tem-se mais uma evidência de que a fluência por
77
difusão parece ser o mecanismo mais ativo, sendo, possivelmente, o Harper-Dorn
o mais atuante.
Considerando as limitações quantitativas do ensaio de ductilidade por fluência Sag
Test, recomenda-se que estudos mais aprofundados sejam conduzidos com o
objetivo de refinar a caracterização dos mecanismos de fluência atuantes nos
aços estudados nesse trabalho em condições de baixas tensões e elevadas
temperaturas para se confirmar as hipóteses e evidências aqui apresentadas.
Aplicando-se ensaios convencionais de fluência pela norma ASTM E139-11,
poder-se-á confirmar se as hipóteses apresentadas neste trabalho a respeito dos
mecanismos procedem.
5.5 Influência da Temperatura e do Tempo sobre o Crescimento de Grão
Com o objetivo de obter informações para que tratamentos térmicos de
crescimento de grão pudessem ser feitos e, portanto, o efeito de um crescimento
exagerado de grão sobre a ductilidade em fluência, medida pela metodologia Sag
Test, pudesse ser avaliado, um estudo a respeito da influência da temperatura e
do tempo sobre o crescimento de grão dos aços AISI321 e AISI441, na ausência
de deformação, foi conduzido. Conforme já explicado em Materiais e Métodos,
amostras dos dois aços foram submetidas a tratamentos isotérmicos de 5h, 25h,
50h e 100h nas temperaturas de 900°C, 950°C e 1000°C.
Após a realização dos tratamentos isotérmicos, cada uma das 12 amostras de
cada um dos aços estudados foi metalograficamente preparada e, fazendo-se uso
do método do diâmetro equivalente médio (ASTM E112 e ASTM E1382),
determinou-se os seus tamanhos médios de grão e respectivos desvios. A Figura
5.16 apresenta os resultados obtidos. Pode-se observar, para os dois aços
estudados, que o efeito da temperatura é mais significativo do que o efeito do
tempo de isoterma. Este resultado está em acordo com a literatura, tendo em vista
que é bem estabelecido que a contribuição da temperatura na cinética de
crescimento de grão em aços é exponencial, enquanto a do tempo é proporcional
a raiz enésima do tempo, como ilustra a Equação 5.4 (YUE et al., 2010; UHM et
al., 2004). Na Equação 5.4, T é a temperatura em escala absoluta (Kelvin), t é o
tempo em segundos, R é a constante universal dos gases (8,314J/mol.K), D0 é o
78
tamanho inicial de grão antes da execução dos ciclos térmicos, D é o tamanho de
grão instantâneo a uma dada temperatura T, Q é a energia de ativação para o
crescimento de grão, K é uma constante relacionada à velocidade de crescimento
de grão e n é o expoente de crescimento de grão (YUE et al., 2010; UHM et al.,
2004).
Figura 5.16 - Efeito da temperatura e do tempo de tratamento isotérmico sobre o
crescimento de grão, na ausência de deformação, para os aços (A) AISI321 e (B)
AISI441.
𝐷𝑛 − 𝐷0𝑛 = 𝐾0 exp (
−𝑄𝑅𝑇⁄ ) ∗ 𝑡 (5.4)
Neste trabalho, a Equação 5.4 foi adaptada para a forma apresentada pela
Equação 5.5 que foi, portanto, ajustada aos dados experimentais de evolução de
tamanho de grão em função da temperatura e do tempo para os dois aços
estudados. Para este fim, o recurso de regressão múltipla não linear do software
Origin 9.0 foi utilizado. Nesta execução, considerou-se como constantes os
valores de D0 e R. Os valores de D0 adotados nesta etapa foram exatamente
aqueles medidos na caracterização do estado de entrega dos dois aços, ou seja,
19m para o aço AISI 321 e 40m para o aço AISI 441. A Figura 5.17 apresenta
os resultados obtidos para os ajustes da Equação 5.5 aos dados experimentais.
79
nnt
RT
QKDD
1
00 ]).exp(.[ += (5.5)
Figura 5.17 - Ajustes da Equação 5.5 aos dados de efeito da temperatura e do tempo de
tratamento isotérmico sobre o crescimento de grão, na ausência de deformação, para os
aços (A) AISI321 e (B) AISI441.
Pode-se observar que os ajustes foram bem-sucedidos e que foi possível estimar
as energias de ativação para o crescimento de grão dos aços AISI 321 e AISI 441
como sendo, respectivamente, 373kJ/mol e 287kJ/mol. Segundo a literatura, a
energia de ativação para a difusão de elementos substitucionais na estrutura CFC
do ferro é da ordem de 260kJ/mol a 280kJ/mol. Entretanto, obviamente, isto
depende da composição da fase, tendo sido relatado na literatura, para diferentes
aços, valores também da ordem de 400kJ/mol a 415kJ/mol (UHM et al., 2004).
Segundo Uhm et al. (2004), maiores valores de energia de ativação implicam que
existe uma maior barreira para que a difusão necessária ao crescimento de grão
ocorra. Segundo o autor, esse aumento na energia de ativação pode estar
associado à maior concentração de elementos de liga em solução sólida,
responsáveis pelo efeito de arraste de soluto, ou à existência de outras barreiras à
migração dos contornos de grão, como por exemplo a presença de precipitados.
Kashyap (1992), ao estudar o crescimento de grão em um aço austenítico 316L,
afirmou que a energia de ativação pode variar em função da faixa de temperatura
80
estudada. Segundo ele, em temperaturas elevadas o crescimento de grão em
aços austeníticos passa a ser controlado, principalmente, pela difusão em volume
e, portanto, a depender da composição química do aço, da presença de
precipitados e outros fatores que possam interferir nos processos difusionais, a
energia de ativação estará nas proximidades do valor correspondente à difusão do
ferro na rede CFC para os aços austeníticos. Kashyap (1992), estudando o
crescimento de grão do aço inoxidável 316L, encontrou, realizando experimentos
na faixa de temperatura entre 1200°C e 1300°C, valores de energia de ativação
em torno de 317kJ/mol.
A literatura técnica também aponta valores típicos de energia de ativação para a
autodifusão do ferro na estrutura CCC. Segundo Zhang (2014), estes valores
podem variar de 240kJ/mol a 300kJ/mol em acordo com o que já foi reportado por
diversos pesquisadores ao longo dos anos. Song et al. (2011), estudando a
energia de ativação para o crescimento de grão em um aço inoxidável ferrítico
estabilizado com 12%Cr, encontraram 112kJ/mol, segundo eles, valores abaixo do
encontrado por outros autores.
Considerando as informações acima apresentadas, pode-se supor que a maior
energia de ativação encontrada neste trabalho para o aço AISI 321 é mais uma
confirmação de que há mais restrições à difusão e, portanto, ao crescimento de
grão, mesmo na faixa de temperatura avaliada. Provavelmente, como já discutido
anteriormente, isso se deve a não dissolução de precipitados que estariam
atuando como barreiras à migração dos contornos de grão. Este aspecto também
justificaria a menor influência do tempo de isoterma. O maior valor encontrado
para o expoente n do aço AISI 321 seria uma evidência matemática disso (n=1,3).
Considerando a menor energia de ativação estimada para o aço AISI 441, o maior
crescimento de grão experimentado por este aço se justifica, uma vez que este
resultado indica que há menos restrições à difusão e, portanto, ao crescimento de
grão. Como já discutido anteriormente, para temperaturas superiores a 950°C
estaria havendo a dissolução de precipitados, facilitando, assim, a mobilidade dos
contornos de grão. Pode-se observar ainda que, justamente para as temperaturas
de 950°C e 1000°C, a influência do tempo no crescimento de grão deste aço,
passa a ser mais significativa. Comparado ao que já foi mostrado para o aço AISI
81
321, o expoente n do aço AISI 441 é menor (n=1), indicando que, neste aço, maior
é a influência do tempo sobre o tamanho de grão final.
5.6. Efeito do Crescimento de Grão Sobre a Ductilidade em Fluência Sag Test
Buscando avaliar o efeito de um crescimento exagerado de grão sobre a
ductilidade em fluência, avaliada pela metodologia Sag Test, nos aços AISI 321 e
AISI 441, amostras representativas dos dois aços passaram por tratamentos
térmicos específicos para que uma condição de crescimento exagerado de grão
fosse alcançada.
Baseando-se nos resultados apresentados na Figura 5.16, as condições de
tratamento térmico de crescimento de grão definidas para esta etapa foram: 1)
corpos de prova para o ensaio de fluência Sag Test do aço AISI 321 foram
submetidos a tratamentos isotérmicos de 5h a 1000°C; 2) corpos de prova para o
ensaio de fluência Sag Test do aço AISI 441 foram submetidos a tratamentos de
100h a 1000°C. Neste contexto, os tamanhos médios de grão dos corpos de prova
AISI 321 e AISI 441 antes da realização dos ensaios de fluência Sag Test foram,
respectivamente, 127m e 215m.
Os corpos de prova dos aços estudados, termicamente tratados, foram
submetidos à condição mais severa de ensaio Sag Test avaliada neste trabalho,
ou seja, 100h na temperatura de 1000°C. A Figura 5.18 apresenta os resultados
obtidos, assim como os compara com as flechas de fluência medidas para os aços
submetidos à mesma condição de fluência, porém com sua microestrutura original,
proveniente do estado de entrega. Pode-se observar que, para o aço AISI 441, o
crescimento prévio de grão fez com que a flecha de fluência diminuísse de 26mm
para 23mm, representando uma melhoria de desempenho de apenas 11%.
Considerando o consumo de energia associado ao longo tratamento térmico
necessário para promover o crescimento de grão aqui avaliado, pode-se dizer que
o mesmo não seria economicamente viável tendo em vista a pequena melhoria de
desempenho alcançada. Sendo conservador, ao se considerar os desvios
experimentais associados à metodologia experimental utilizada, poder-se ia até
mesmo dizer que não há diferenças significativas de desempenho.
82
Ao se avaliar a ductilidade em fluência do aço AISI 321 termicamente tratado,
percebe-se que houve um pequeno aumento da flecha de 5mm para 6mm.
Entretanto, como já mencionado para o aço AISI 441, ao se considerar os desvios
experimentais, poder-se-ia afirmar que é uma diferença pouco significativa.
Ao se observar estes resultados, verifica-se mais uma importante evidência de
que o tamanho de grão inicial dos corpos de prova possui pouca influência sobre a
ductilidade em fluência dos aços estudados em condições de baixas tensões
mecânicas e elevadas temperaturas. Esta observação pode ser relatada como
mais uma importante confirmação de que nestas condições de ensaio, o
comportamento em fluência dos aços AISI 321 e AISI 441 seria majoritariamente
controlado pelo mecanismo de difusão Harper-Dorn e não pelos mecanismos
Nabarro-Henrring e Coble que são expressivamente sensíveis ao tamanho de
grão inicial.
Figura 5.18 - Flechas de fluência medidas para chapas de 2mm dos aços (a) AISI 321
previamente tratado por 5h a 1000°C e (b) AISI 441 previamente tratado por 100h a
1000°C na condição mais crítica de ensaio avaliada neste trabalho, ou seja, 100h a
1000°C.
Com o objetivo de executar uma caracterização básica dos corpos de prova
previamente tratados (grãos crescidos) e submetidos aos ensaios de fluência Sag
Test, as amostras dos aços AISI 321 e AISI 441 ensaiadas no intervalo de tempo
de 100h na temperatura de 1000°C foram metalograficamente preparadas,
atacadas e caracterizadas por microscopia óptica nos centros de suas seções
83
longitudinais. Os tamanhos médios de grão foram medidos por meio do método do
diâmetro equivalente médio seguindo padrões estabelecidos pelas normas ASTM
E112 e ASTM E1382. Perfis de microdureza Vickers também foram medidos ao
longo da espessura das chapas com o objetivo de se avaliar possíveis mudanças
em decorrência das alterações microestruturais.
As Figuras 5.19 e 5.20 apresentam, respectivamente, as microestruturas dos aços
AISI 321 e AISI 441 submetidos aos ensaios de fluência por 100h a 1000°C após
estágio antecedente de tratamento de crescimento de grão. A Figura 5.21
compara os tamanhos médios de grão entre os corpos de prova submetidos a
estas condições com aqueles submetidos aos ensaios de fluência com os mesmos
parâmetros, mas partindo da microestrutura em seu estado de entrega.
O aço AISI 321 termicamente tratado por 5h a 1000°C apresentou tamanho médio
de grão de 127m. Após a sua submissão aos ensaios de fluência por 100h a
1000°C, verificou-se um tamanho médio de 155 m, valor este muito semelhante
ao medido para os corpos de prova ensaiados com microestrutura inicial original
(153m). O aço AISI 441 termicamente tratado por 100h a 1000°C apresentou
tamanho médio de grão de 215m. Após a sua submissão aos ensaios de fluência
por 100h a 1000°C, verificou-se um tamanho médio de 265 m, valor este pouco
superior ao medido para os corpos de prova ensaiados com microestrutura inicial
original (252m).
Sabe-se que a força motriz para o crescimento de grão em aços é a densidade de
contornos de grãos. Assim sendo, é clássico esperar que com o aumento do
tamanho de grão, a cinética de crescimento seja desfavorecida como afirma
Kashyap (1992) e Song et al. (2011). Os resultados obtidos neste trabalho seguem
esta mesma tendência, tendo em vista que os tamanhos de grão final dos corpos
de prova ensaiados pela metodologia Sag Test, para ambos os aços estudados,
seja partindo da microestrutura original, ou já da estrutura constituída por grãos
grosseiros, são semelhantes.
84
Figura 5.19 - Micrografias do aço inoxidável austenítico AISI 321 submetidos aos ensaios
Sag Test por 100h a 1000°C - seção longitudinal, (A) aumento de 100X, (B) aumento de
200X – MO. Ataque Eletrolítico HNO3 60%.
Figura 5.20 - Micrografia do aço inoxidável ferrítico 441 submetidos aos ensaios Sag Test
por 100h a 1000°C - seção longitudinal, (A) aumento de 100X, (B) aumento de 200X –
MO. Ataque Eletrolítico Oxálico 10%.
85
Figura 5.21 - Comparação entre os tamanhos médios de grão dos aços AISI 321 e AISI
441 após a realização de ensaios de fluência Sag Test considerando-se duas condições
iniciais de microestruturas para os corpos de prova: grãos previamente crescidos e
microestrutura do estado de entrega.
A Figura 5.22 apresenta os perfis de microdureza medidos ao longo da espessura
para as amostras dos dois aços ensaiadas por 100h a 1000°C com prévio
tratamento de crescimento de grão. Deve-se destacar que a referência de posição
0 foi posicionada próximo à superfície submetida ao maior nível de tensão trativa.
Pode-se observar que, ao se comparar os resultados aqui obtidos com aqueles do
estado de entrega (Figura 5.6) e com aqueles das amostras com microestrutura
original e também ensaiados por 100h a 1000°C (Figura 5.14) não há diferenças
significativas, ao se considerar os desvios experimentais. Mais uma vez, para os
dois aços, não se percebeu variação significativa de dureza ao longo da
espessura, sendo este mais um indício que, mesmo com o crescimento prévio de
grão, não houve mudança significativa de mecanismos de fluência, corroborando
os valores das flechas medidos e comparados na Figura 5.18.
86
Figura 5.22 - Perfis de microdureza medidos ao longo da espessura para os aços AISI
321 e AISI 441 submetidos a 100h de ensaios Sag Test a 1000°C após tratamento
térmico de crescimento de grão.
87
6. CONCLUSÕES
Com relação às propriedades mecânicas medidas à temperatura ambiente, as
durezas médias dos aços AISI 321 e AISI 441 são, respectivamente, 143HV10 e
152HV10. O aço AISI 441 apresentou maior limite de escoamento (299MPa) do
que o aço AISI 321 (245MPa). No entanto, os valores de limite de resistência e a
deformação total do aço AISI 321 (682MPa e 63%), que experimentou o efeito
TRIP em tração, foram superiores aos verificados para o AISI 441 (478MPa e
46%). Apesar do aço AISI 441 possuir maior dureza e maior limite de escoamento
à temperatura ambiente, ele apresentou pior desempenho em fluência. Isto
permite concluir que as propriedades mecânicas medidas a frio não refletem o
desempenho mecânico do material na faixa de temperatura estudada.
Os desempenhos em fluência dos aços AISI 321 e AISI 441, com base na
metodologia Sag Test, foram semelhantes nas temperaturas de 900°C e 950°C.
As flechas máximas medidas para os ensaios realizados na temperatura de 950°C
foram 4mm e 5mm para os aços AISI 321 e AISI 441 respectivamente. Entretanto,
na temperatura de 1000°C, o aço AISI 441 apresentou uma expressiva mudança
de comportamento, atingindo uma flecha máxima de 26mm após 100h de ensaio,
enquanto o aço AISI 321 apresentou, na mesma condição, flecha máxima de
apenas 5mm.
Em geral, os aços AISI 441 e AISI 321 não apresentaram, em relação aos seus
estados de entrega, diferenças significativas de dureza ao longo da espessura do
CP após os ensaios Sag Test, nem mesmo próximo às regiões de maiores
tensões trativas e compressivas. Uma exceção foi observada para o aço AISI 321
quando ensaiado por 5h a 900°C. Nesta condição, o aço AISI 321 parece ter sido
susceptível ao envelhecimento. A formação de finos precipitados e, portanto, a
existência de uma contribuição de endurecimento por precipitação explicaria esta
observação.
88
As energias de ativação para o crescimento de grão dos aços inoxidáveis AISI 441
e AISI 321 foram 373kJ/mol e 287kJ/mol, respectivamente. A maior energia de
ativação encontrada neste trabalho para o aço AISI 321 é uma evidência de que
há maiores restrições à difusão neste aço quando comparado ao aço AISI 441.
Isto implicou em maiores restrições ao crescimento de grão no aço AISI 321 nas
condições estudadas neste trabalho.
O efeito do crescimento de grão sobre a ductilidade em fluência Sag Test não se
mostrou promissor para nenhum dos dois aços estudados. O aço AISI 441 com
grãos grosseiros experimentou uma pequena melhora de desempenho refletida
por uma diminuição de 11% na flecha de fluência (de 26mm de flecha de fluência
para 23mm), enquanto o aço AISI 321 apresentou uma pequena piora de
desempenho, com um aumento de 5,0mm para 6,0mm de flecha nas mesmas
condições experimentais de ensaio Sag Test.
Apesar da dificuldade em se avaliar com precisão os mecanismos de fluência mais
atuantes aplicando-se a metodologia aqui proposta, pode-se sugerir que
provavelmente o mecanismo de fluência preponderante nos casos estudados foi o
de difusão com importante componente Harper-Dorn. A dissolução significativa de
precipitados ricos em Nb no aço AISI 441, associada a elevada energia de falha
de empilhamento dos aços inoxidáveis ferríticos, teria facilitado a mobilidade de
discordâncias na temperatura de 1000°C, aumentando a taxa de geração de
lacunas, facilitando a difusão e, portanto, justificando a mudança de desempenho
do referido aço. O fato do crescimento prévio de grãos nos dois aços não ter se
mostrado efetivo para a diminuição das flechas de fluência é mais uma evidência
de que o mecanismo de difusão Harper-Dorn poderia ser o mais atuante.
Conclui-se, de acordo com os resultados obtidos neste trabalho, que o aço
inoxidável AISI 441 apresenta um bom desempenho de ductilidade em fluência
Sag Test até a temperatura de 950°C. Isto associado ao seu menor custo em
relação ao aço AISI 321 faz com que ele se apresente como a melhor opção para
fabricação de componentes da parte quente do sistema de exaustão para veículos
com motores aspirados, onde as temperaturas podem chegar em até 950°C.
89
Finalmente, o aço inoxidável AISI 321, de acordo com os resultados apresentados,
se mostrou como a melhor opção para automotores turbinados, onde a
temperatura de trabalho pode alcançar até 1050°C.
90
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