INSTRUÇÕES PARA PUBLICAÇÃO NOS ANAIS DO

8º Congresso Brasileiro de Engenharia de Fabricação
18 a 22 de maio de 2015, Salvador, Bahia, Brasil
Copyright © 2015 ABCM
ANÁLISE DA INFLUÊNCIA DE DISTINTAS MICROESTRURAS DUPLEX
NAS CURVAS DE ESCOAMENTO DO AÇO INOXIDÁVEL SUPERDUPLEX
UNS-S32760
Rodrigo Afonso Hatwig, [email protected]
Alexandre da Silva Rocha, [email protected]
Nestor Cezar Heck, [email protected]
Universidade Federal do Rio Grande do Sul, Av. Bento Gonçalves, 9500 – Porto Alegre/ RS – Caixa Postal 15021.
1
Resumo: A microestrutura típica dos aços inoxidáveis duplex (AID) e superduplex (AISD) proporciona uma
excelente combinação de resistência à corrosão e propriedades mecânicas. Como resultado, os AID e AISD
possuem aplicações na indústria do óleo e gás, papel e celulose, química, petroquímica e geração de energia. Neste
trabalho foi realizado um estudo com o objetivo de analisar a influência de diferentes frações volumétricas das fases
ferrita () e austenita () nas propriedades mecânicas do aço UNS-S32760. Um estudo termodinâmicocomputacional foi realizado inicialmente a fim de se acompanhar a evolução da microestrutura duplex no intervalo
de temperaturas compreendido entre 1050°C e 1150ºC. Após as simulações termodinâmicas, foi realizada a
caracterização mecânica e metalúrgica do aço em estudo. Assim, tendo por base as simulações termodinâmicas e
objetivando-se analisar a cinética da evolução das fases ferrita e austenita, foram realizados tratamentos
isotérmicos em diferentes tempos e temperaturas. Para tanto, fez-se uso (i) do software de simulação termodinâmica
FactSage v. 6.4, (ii) técnicas metalográficas e, (iii) de uma máquina de ensaios universal. Os resultados descrevem
de forma eficaz as frações volumétricas das fases ferrita e austenita em função da temperatura e indicam forte
correlação entre a morfologia e distribuição das fases e as propriedades mecânicas do aço inoxidável superduplex
UNS-S32760.
Palavras-chave: Aços inoxidáveis superduplex, Ensaios mecânicos, Simulação termodinâmica
1. INTRODUÇÃO
Os aços inoxidáveis duplex (AID) e superduplex (AISD) são caracterizados por uma estrutura de duas fases,
compreendendo uma mistura de grãos de ferrita e austenita em frações volumétricas aproximadamente iguais. Bonollo
et al. (2009), evidencia que esta microestrutura, quando isenta de partículas secundárias, oferece uma combinação de
alta resistência mecânica, resistência à corrosão e boa soldabilidade.
Atualmente, os AISD são muito empregados nos setores petroquímico, energético, naval e offshore, tendo vasta
aplicação em vasos de pressão, trocadores de calor, tubulações, bombas e em componentes onde a produtividade
contínua é essencial e o custo não é a maior limitação. A Tabela (1) indica a composição química do aço inoxidável
superduplex UNS-S32760, em estudo.
Tabela 1 - Composição química do aço (%, peso) do aço inoxidável superduplex UNS-S32760.
Composição
química (%,
peso)
Cr
Ni
Mo
Cu
W
C
N
Mn
Si
P
S
Fe
25,60
7,40
3,56
0,58
0,63
0,019
0,261
0,64
0,31
0,025
0,0005
Balanço
A Figura (1) apresenta a microestrutura do aço na condição como recebido. Esta microestrutura é típica dos aços
AID e AISD constituindo-se de uma matriz ferrítica (fase escura) e por ‘ilhas’ de austenita (fase clara).
Figura 1 - Microestrutura do aço UNS-S32760, como recebido. Seção transversal, 200X. Ataque químico: Behara
8º Congresso Brasileiro de Engenharia de Fabricação
18 a 22 de maio de 2015, Salvador, Bahia, Brasil
Copyright © 2015 ABCM
Além das fases ferrita () e austenita (), uma grande variedade de fases secundárias ‘indesejáveis’ podem se
formar no intervalo de temperatura compreendido entre 300°C e 1050°C durante o envelhecimento isotérmico ou um
tratamento térmico incorreto, Gunn, (1997). Dentre outras, podem ser observadas as seguintes fases: fase Sigma (σ),
Cr2N, CrN, austenita secundária, fase Chi (), fase , fase R, M7C3, M23C6, fase  (Cu) e fase ; isto se deve,
essencialmente, à instabilidade da fase .
Neste trabalho foi realizado um estudo de caracterização mecânica e metalúrgica do aço inoxidável superduplex
UNS-S32760, correspondente à faixa de temperaturas situada entre 1050°C e 1150°C.
O objetivo geral deste estudo foi relacionar as diferentes microestruturas obtidas por tratamentos isotérmicos na
faixa de temperaturas acima descrita com as propriedades mecânicas apresentadas pelo aço UNS-S32760 no ensaio de
compressão a frio. Entretanto, o objetivo específico foi acompanhar a evolução das fases  e  para, posteriormente,
determinar qual a melhor condição de tratamento térmico para o processamento a frio do material em estudo. Para tanto,
diferentes tempos de exposição ao forno foram conferidos ao aço UNS-S32760, de maneira que a evolução das fases  e
 pudesse ser determinada.
No desenvolvimento da caracterização metalúrgica, fez-se o uso: (i) da termodinâmica computacional, a fim de se
caracterizar a evolução microestrutural da região analisada e, (ii) microscopia óptica de maneira a quantificar a fração
volumétrica das fases  e . Para a caracterização mecânica foram utilizados: (i) uma máquina de ensaios universal, na
realização dos ensaios de compressão e, (ii) um microdurômetro para a determinação das durezas relativas às diferentes
condições de tratamento térmico.
2. MATERIAIS E MÉTODOS
2.1. Material
O material examinado neste estudo foi o aço inoxidável superduplex UNS-S32760 cuja composição química é
descrita na Tab. (1).
Neste trabalho, o aço UNS-S32760 como recebido, foi solubilizado na temperatura de 1100°C por 4 horas.
Posteriormente, o material recebeu tratamento térmico de envelhecimento isotérmico nas temperaturas de 1050°C e
1150°C por tempos de 30, 90 e 240 minutos, respectivamente.
2.2. Ensaios Mecânicos
Neste estudo, foram realizados ensaios de compressão e dureza. A preferência pelo ensaio de compressão se
justifica pela sua similaridade ao processo de conformação mecânica (forjamento).
Os ensaios uniaxiais de compressão foram realizados segundo a norma ASTM E9 – 09 em uma máquina de ensaios
universal EMIC, modelo DL 60000. Foram utilizados os seguintes parâmetros: (i) velocidade de deformação igual a 3
mm/s, (ii) lubrificante Starrett M1 e, (iii) corpo de prova cilíndrico com altura de 25 mm e diâmetro de 13 mm. As
medidas de dureza foram realizadas em um microdurômetro Insize, modelo ISH-R150.
Os dados obtidos através do ensaio de compressão seguiram o ajuste correspondente à equação de LudwigHollomon, Eq. (1), e os valores do coeficiente de ajuste, R2, são relativos à função potência.
Kf = Cn
(1)
Onde: (i) Kf a tensão de escoamento, (ii) n o coeficiente de encruamento, (iii)  a deformação e, (iv) C é o
coeficiente de resistência.
2.3. Simulação Termodinâmica
Os diagramas de fase ternários Fe-Cr-Ni foram produzidos com o auxílio do software de simulação termodinâmica
FactSage v. 6.4 e os dados termodinâmicos estão contidos nos bancos de dados (i) FSstel (FSstel53base.cdb) e, (ii)
FactPS (FS53base.cdb).
O trabalho apresenta resultados com temperaturas no intervalo de 1050°C a 1150ºC.
3. RESULTADOS E DISCUSÃO
3.1. Diagramas de Fase Isotérmicos do Sistema Ternário Fe-Cr-Ni
Neste trabalho, inicialmente foi realizado um estudo considerando o sistema ternário Fe-Cr-Ni. Este sistema é de
grande importância, pois permite a compreensão global da evolução das fases principais, fornecendo uma base para a
compreensão da microestrutura dos aços inoxidáveis.
8º Congresso Brasileiro de Engenharia de Fabricação
18 a 22 de maio de 2015, Salvador, Bahia, Brasil
Copyright © 2015 ABCM
Pohl et al. (2007), apresentam uma visão tridimensional do sistema ternário Fe-Cr-Ni. No presente estudo, seções
isotérmicas foram realizadas para tornar a visualização das fases principais ,  e  mais acurada. Nestes diagramas,
Figuras (2), (3) e (4), que apresentam seções isotérmicas do diagrama ternário Fe-Cr-Ni (em fração molar), nas
temperaturas em estudo, fica mais claro o entendimento da evolução do campo bifásico ( e ) em função da
temperatura.
Figura 2 - Diagrama Fe-Cr-Ni; temperatura 1050°C
Figura 3 - Diagrama Fe-Cr-Ni; temperatura 1100°C
Figura 4 - Diagrama Fe-Cr-Ni; temperatura 1150°C
Pode-se perceber que existe uma diminuição gradativa do campo bifásico, constituído pelas fases  e , à medida
que ocorre a elevação da temperatura.
3.2. Curvas de Resfriamento com a Composição Química Completa
Com a composição química completa do aço, representada na Tab. (1), e utilizando-se os mesmos dados
termodinâmicos da simulação anterior (sistema Fe-Cr-Ni), é possível realizar a simulação da curva de resfriamento do
aço em estudo. Como resultado, torna-se possível identificar a fração volumétrica das fases  e , em equilíbrio, em
função da temperatura.
Percebe-se a existência de um ponto de cruzamento na temperatura de 1200°C entre as linhas correspondentes às
frações volumétricas das fases  e . Ressalta-se, como será visto adiante, que, devido aos efeitos mecânicos e
metalúrgicos, a ‘microestrutura’ desta classe de aços normalmente é mantida à esquerda deste ponto.
8º Congresso Brasileiro de Engenharia de Fabricação
18 a 22 de maio de 2015, Salvador, Bahia, Brasil
Copyright © 2015 ABCM
Figura 5 - Curva de resfriamento do aço UNS-S32760 considerando a composição química completa
3.3. Análise Metalográfica
As Figuras (6 - 11) apresentam as análises metalográficas realizadas após os tratamentos térmicos descritos na
seção 2.1.
A seguir, na Tab. (2), pode ser visualizada a variação da evolução microestrutural promovida pelos distintos
tratamentos térmicos empregados ao aço em estudo e representados pelas Figs. (6 - 11).
Tabela 2 - Cálculo das frações volumétricas das fases  e  para as diferentes condições de tratamento térmico
empregadas
Fração volumétrica (%, Vol.)
Austenita
Ferrita
1100/240*
52,56  1,24 47,44  1,24
1050/30
51,43  0,83 48,57  0,83
1050/90
53,57  0,75 46,43  0,75
1050/240
56,28  0,97 43,72  0,97
1150/30
47,38  0,58 52,62  0,58
1150/90
46,38  0,45 53,62  0,45
1150/240
45,22  1,90 54,78  1,90
* Material na condição como recebido
Temperatura (ºC)/Tempo (min)
8º Congresso Brasileiro de Engenharia de Fabricação
18 a 22 de maio de 2015, Salvador, Bahia, Brasil
Copyright © 2015 ABCM
Figura (6) - 1050°C/30 minutos. Seção transversal,
200X. Ataque químico: Beraha
Figura (9) - 1150°C/30 minutos. Seção transversal,
200X. Ataque químico: Beraha
Figura (7) - 1050°C/90 minutos. Seção transversal,
200X. Ataque químico: Beraha
Figura (10) - 1150°C/90 minutos. Seção transversal,
200X. Ataque químico: Beraha
Figura (8) - 1050°C/240 minutos. Seção transversal,
200X. Ataque químico: Beraha
Figura (11) - 1150°C/240 minutos. Seção transversal,
200X. Ataque químico: Beraha
Para o tratamento térmico realizado na temperatura de 1050°C, Figs. (6 - 8), percebe-se a ocorrência de nucleação e
crescimento da austenita em forma de clusters na matriz ferrítica. Esse resultado concorda com o corte isotérmico, Fig.
8º Congresso Brasileiro de Engenharia de Fabricação
18 a 22 de maio de 2015, Salvador, Bahia, Brasil
Copyright © 2015 ABCM
(2) e, também, com a curva de resfriamento representada pela Fig. (5), quando uma maior fração volumétrica da fase  é
esperada.
Para a temperatura de 1150°C, Figs. (9 - 11), percebe-se uma nítida diminuição da fração volumétrica da austenita,
concordando com as Fig. (4) e Fig. (5); além disso, percebe-se uma mudança na morfologia desta fase onde as ‘ilhas’
austeníticas tendem à forma esférica.
3.4. Curvas de Escoamento
Em um diagrama tensão-deformação observa-se a ocorrência de duas regiões principais: (i) zona elástica e, (ii)
zona plástica. Entretanto, para a conformação mecânica a região mais importante situa-se entre o limite de escoamento e
o limite de resistência. Dessa maneira, torna-se de fundamental importância a determinação da tensão que provoca o
escoamento do material. Esta tensão, também denominada resistência ao escoamento é função do material,
microestrutura do material, temperatura, deformação e velocidade de deformação, Schaeffer (1999).
A Figura (12) mostra as curvas de escoamento para as condições descritas no item 2.1.
Figura 12 - Grupo de curvas de escoamento para as condições de tratamento térmico descritas em 2.1
A maior fração volumétrica da fase ferrítica proporciona às amostras tratadas termicamente em 1150°C um maior
limite de resistência mecânica em comparação às amostras tratadas termicamente na temperatura de 1050°C. Por outro
lado, os tempos prolongados de tratamento térmico nas temperaturas empregadas possuem efeito prejudicial sobre o
tamanho do grão ferrítico e austenítico, diminuindo o limite de resistência conforme aumenta o tempo de exposição em
forno.
Na Tabela (3) são apresentados os principais parâmetros referentes ao cálculo da tensão de escoamento, além da
dureza.
Tabela 3 Dados relativos à dureza e tensão de escoamento: Kf = Cφn onde, “n” é o coeficiente de encruamento,
“” é a deformação e, “C” o coeficiente de resistência. “Kf0” é a tensão de escoamento inicial.
Temperatura(ºC)/
Dureza
Kf0
Tempo (min)
(HV)
1100/240*
259,77  4,1
625
1050/30
647,5
291,91  6,2
1050/90
645
281,88  4,5
1050/240
270,58  4,1
635
1150/30
685
297,14 3,7
1150/90
681,5
295,61  4,2
1150/240
291,63  3,3
675
* Material na condição como recebido
C
n
φruptura
R2
1401
1426
1421
1408
1425
1425
1416
0,215
0,213
0,212
0,211
0,200
0,198
0,201
>1
>1
>1
>1
>1
>1
>1
0,991
0,991
0,992
0,992
0,991
0,990
0,991
8º Congresso Brasileiro de Engenharia de Fabricação
18 a 22 de maio de 2015, Salvador, Bahia, Brasil
Copyright © 2015 ABCM
Conforme descrito anteriormente, existe uma relação entre a porcentagem das fases  e  com os limites de
resistência mecânica apresentados pelo material e as medidas de dureza seguem essa tendência.
4. CONCLUSÕES
A porcentagem final das fases  e , após o tratamento isotérmico depende, entre outros fatores, da condição
microestrutural da amostra como recebida. Entretanto, a evolução microestrutural correspondente às Fig. (6 - 11) vai ao
encontro das simulações termodinâmicas, que representam o estado de equilíbrio.
A maior fração volumétrica da fase ferrítica, Tab. (2), confere às amostras tratadas termicamente na temperatura de
1150°C uma elevação na tensão de escoamento e no limite de resistência mecânica em comparação às amostras tratadas
termicamente na temperatura de 1050°C, onde há o predomínio da fase austenítica.
A elevada temperatura de tratamento térmico empregada provoca um aumento considerável no tamanho do grão do
material comprometendo suas propriedades mecânicas em geral, de modo que as amostras submetidas à tempos
superiores de exposição em forno apresentaram propriedades mecânicas levemente inferiores às amostras com menor
tempo de exposição em forno, conforme a Tab. (3).
O grupo de curvas de escoamento, Fig. (12), mostra que não há uma diferença significativa, embora ela exista,
sobre o limite de escoamento das diferentes condições microestruturais. Dessa maneira, torna-se mais atrativo realizar
os tratamentos isotérmicos na condição 1050ºC/30 minutos onde, além de se evitar um crescimento exagerado do grão
do material, minimiza-se a fração volumétrica das partículas de segunda fase – caso o material sofra algum tratamento
térmico ou termomecânico incorreto. Sabe-se que muitas das partículas secundárias possuem como sítios de nucleação
preferencial a interface dos grãos ferríticos, pelo fato que a composição destas partículas apresenta, em sua maioria,
elementos alfagênicos.
5. AGRADECIMENTOS
À Comissão de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior, CAPES, pela bolsa de estudos concedida.
6. REFERÊNCIAS
BONOLLO F., TIZIANI A., FERRO P. Duplex Stainless Steels. 1ª ed. Iris Alvarez-Armas, Suzanne Degallaix-Moreuil.
Great Britain: John Wiley & Sons; 2009. p.141-155.
POHL M., STORZ O., GLOGOWSKI T. Effect of intermetallic precipitation on the properties of duplex stainless steel.
Materials Characterization. 2007; 58:65-71.
GUNN, R.N. Duplex Stainless Steels: microstructure, properties and applications. Abington Publishing, 1997.
SCHAEFFER, L. Conformação Mecânica. 1ª ed. Porto Alegre: Ed. Imprensa Livre, 1999.
7. DIREITOS AUTORAIS
Os três autores são os únicos responsáveis pelo conteúdo do material impresso incluído neste trabalho.
8º Congresso Brasileiro de Engenharia de Fabricação
18 a 22 de maio de 2015, Salvador, Bahia, Brasil
Copyright © 2015 ABCM
ANALYSIS OF THE INFLUENCE OF DIFFERENT DUPLEX
MICROSTRUCTURES ON FLOW STRESS CURVES UNS S32760
STAINLESS STEEL
Rodrigo Afonso Hatwig, [email protected]
Alexandre da Silva Rocha, [email protected]
Nestor Cezar Heck, [email protected]
1
Universidade Federal do Rio Grande do Sul, Av. Bento Gonçalves, 9500 - Porto Alegre / RS - PO Box 15021.
Abstract: The typical microstructure of duplex (AID) and superduplex stainless steels (AISD) offers an excellent
combination of corrosion resistance and mechanical properties. As a result, the AID and AISD have applications in the
oil and gas, pulp and paper, chemical and petrochemical industry as well as in power generation. In this work a study
aiming to analyze the influence of different volume fractions of ferrite phases (δ) and austenite () on the mechanical
properties of UNS S32760 steel is presented. Firstly, a thermodynamic computational study was conducted in order to
observe developments in the duplex microstructure in the temperature range between 1050 °C and 1150ºC. After the
thermodynamic simulation, mechanical and metallurgical characterization of the steel under study was conducted.
Thus, based on the thermodynamic simulation results, the kinetics of the development of ferrite and austenite phases
was to analyze with specimens held on isothermal treatment at different times and temperatures. For this, use was
made of (i) the thermodynamic simulation software FactSage v. 6.4 (ii) metallographic techniques and (iii) a universal
testing machine. The results describe effectively the volume fraction of austenite and ferrite phases as a function of
temperature and indicate a strong correlation between the morphology, phase distribution and the mechanical
properties of superduplex stainless steel UNS-S32760.
Keywords: superduplex stainless steels, mechanical testing, thermodynamics Simulation
RESPONSABILITY NOTICE
The three authors are the only responsable for the content presented in this paper.