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Rem: Revista Escola de Minas

Print version ISSN 0370-4467

Rem: Rev. Esc. Minas vol.63 no.1 Ouro Preto Jan./Mar. 2010

http://dx.doi.org/10.1590/S0370-44672010000100008 

INOX: METALURGIA FÍSICA

 

Efeito da temperatura na estrutura e na estabilidade de ligas Fe - 18 Cr - (0 a 60) Ni

 

Effect of the temperature on the structure and stability of Fe - 18 Cr - (0 to 60) Ni alloys

 

 

Franco de Castro BubaniI; Célia Cristina Moretti DecarliII; Gabriela Lujan BrolloIII; Edison Henrique BarretoIV; Anselmo Eduardo DinizV; Paulo Roberto MeiVI

IFaculdade de Engenharia Mecânica da UNICAMP, Campinas, SP E-mail: franco@fem.unicamp.br
IIFaculdade de Engenharia Mecânica da UNICAMP, Campinas, SP E-mail: cdecarli@fem.unicamp.br
IIIFaculdade de Engenharia Mecânica da UNICAMP, Campinas, SP E-mail: gbrollo@fem.unicamp.br
IVFaculdade de Engenharia Mecânica da UNICAMP, Campinas, SP E-mail: edison_qld@yahoo.com.br
VFaculdade de Engenharia Mecânica da UNICAMP, Campinas, SP E-mail: anselmo@fem.unicamp.br
VIFaculdade de Engenharia Mecânica da UNICAMP, Campinas, SP E-mail: pmei@fem.unicamp.br

 

 


RESUMO

O material estudado consiste de uma série de ligas com composição base (% em peso) de 18Cr - 0,01C - 0,2Si - 0,4Mn e teores de níquel variando de zero a 60%. Analisou-se a microestrutura por microscopia ótica das ligas no estado recozido e após deformação à temperatura ambiente, 350 e 700ºC, de modo a simular as altas temperaturas alcançadas na usinagem dessas ligas. Foram também gerados diagramas de equilíbrio das ligas por termodinâmica computacional (Thermocalc) para se prever o comportamento dessas ligas em uma larga faixa de temperaturas. As condições teóricas de equilíbrio termodinâmico do sistema foram comparadas às microestruturas observadas, indicando que a fase CFC nas ligas com teor de níquel entre 10% e 30% em peso está, na realidade, em uma condição metaestável à temperatura ambiente. Foi observada transformação martensítica induzida por trabalho a frio na liga com 10%Ni, validando os cálculos computacionais.

Palavras-chave: Aços inoxidáveis, ligas à base de níquel, microestrutura, usinabilidade, termodinâmica computacional.


ABSTRACT

The material studied consists of a series of alloys with a basic composition (weight %): 18Cr - 0.01 C - 0.2 Si - 0.4 Mn, and levels of nickel varying from zero to 60%. Alloys in the annealed condition and after deformation at room temperature, 350 and 700°C to simulate the high temperatures achieved during machining were observed by optical microscopy. Equilibrium diagrams were generated by computational thermodynamics (Thermocalc) to predict the behavior of these alloys in a wide range of temperatures. The theoretical thermodynamic equilibrium conditions of the system were compared to the observed microstructures, indicating that the CFC phase in alloys with nickel content between 10% and 30% is, in fact, in a metastable condition at room temperature. Martensitic transformation induced by cold work in the alloy with 10% Ni was observed, validating the computer calculations.

Keywords: Stainless steel, nickel-based alloys, microstructure, machinability, computational thermodynamics.


 

 

1. Introdução

O sistema Fe-Cr-Ni engloba materiais de alto valor agregado, como alguns aços de alta liga e as ligas especiais à base de níquel (Dieter, 1986 e ASM, 1992). Os principais representantes das ligas de composição básica Fe-Cr (sem adição de níquel) são os aços inoxidáveis ferríticos. Os principais representantes das ligas Fe-Cr-Ni são os aços inoxidáveis austeníticos e as superligas à base de níquel. As superligas à base de níquel possuem adições de outros elementos para a obtenção de resistência mecânica satisfatória a temperaturas elevadas. Nas ligas estudadas no presente trabalho, todas com teor de cromo fixo em 18%, a variação do teor de níquel entre 0% e 60% levou a composições base de aços inoxidáveis ferríticos, aços inoxidáveis austeníticos e ligas à base de níquel.

Os diagramas de fases no equilíbrio são valiosas ferramentas no estudo das possíveis fases que ocorrem em um material. Seu uso, entretanto, apresenta algumas limitações importantes. A rigor, na maioria dos sistemas, o equilíbrio não é atingido em uma escala de tempo compatível com o processamento do material. Os diagramas de fase no equilíbrio também ignoram as fases metaestáveis, as quais, freqüentemente, têm propriedades interessantes e importância tecnológica e científica. Por todas essas considerações, o diagrama de fases deve ser usado com cuidado e bom senso para prever o comportamento e a microestrutura de ligas comerciais.

A análise do sistema Fe-Cr-Ni permite observar que o níquel expande o campo austenítico. Na ausência de níquel, o sistema não apresentará austenita à temperatura ambiente. Na medida em que o teor de níquel aumenta, passa-se a ter austenita, numa condição metaestável, sendo que a quantidade mínima de níquel necessária para que o material apresente uma estrutura essencialmente austenítica à temperatura ambiente depende, entre outros fatores, do teor de cromo. É possível induzir transformação martensítica na austenita metaestável tanto por deformação, quanto por resfriamento criogênico. Na medida em que se adiciona mais níquel ao sistema, a fase austenítica torna-se, progressivamente, mais estável, sendo que acima de determinado teor de níquel a fase austenítica não apresentará transformação martensítica (ASM, 1988).

Vários estudos sobre a transformação martensítica no sistema Fe-Cr-Ni estão disponíveis na literatura. Estudos mais antigos focaram, principalmente, na cristalografia das fases formadas a partir da austenita, nos mecanismos e na ordem da transformação (Kato, 1975; Sato, 1980; Dash, 1963; Suzuki, 1967 e Umemoto, 1984).

Duas fases martensíticas distintas podem ser formadas a partir da austenita, no sistema Fe-Cr-Ni: a martensita e, que possui estrutura hexagonal compacta, e a martensita a', que possui estrutura cúbica de faces centradas. Trabalhos mais recentes estudaram a microestrutura submetida a grandes deformações a frio (Wang, 2007), o comportamento termodinâmico do sistema (Tomiska, 2004), a formação, a morfologia e as propriedades das fases martensíticas (Müller, 2006 e Akturk, 2006).

 

2. Materiais e métodos

As ligas foram produzidas pela Villares Metals. As ligas foram forjadas e laminadas em temperaturas na faixa de 1150 a 1180ºC, recozidas a 1050ºC por 1 hora e resfriadas em água. O material foi entregue na forma de barras de seção circular, com diâmetro de 54 mm, cuja composição é apresentada na Tabela 1.

Foram preparadas quatro amostras para cada liga: uma no estado recozido e 3 outras retiradas próximas aos locais de ruptura de corpos-de-prova após ensaios de tração na temperatura ambiente, 350 e 700ºC. As amostras deformadas foram seccionadas em um plano paralelo ao eixo de tração.

Os diagramas de equilíbrio foram calculados com o software Thermocalc for Windows, utilizando o banco de dados FEDAT. Para demonstrar os efeitos dos elementos de liga no sistema Fe-Cr-Ni, foi elaborado um diagrama para cada liga, de acordo as composições da Tabela 1.

 

3. Resultados e discussão

3.1 Simulação por termodinâmica computacional

A simulação realizada pelo programa Thermocalc mostrou que as seis ligas contendo níquel poderiam ser, adequadamente, representadas por apenas três diagramas de equilíbrio, pois a composição das ligas 10Ni e 20Ni levou a diagramas, praticamente, idênticos, assim como à composição das ligas 40Ni, 50Ni e 60Ni. São apresentados, na Figura 1, os 3 diagramas em função da temperatura e da fração de níquel, que possuem diferenças significativas: o diagrama 1 corresponde às ligas 10Ni e 20Ni, o diagrama 2 corresponde à liga 30Ni e o diagrama 3 corresponde às ligas 40Ni, 50Ni e 60Ni, que apresentam menores teores de nitrogênio.

Há a presença, nos três diagramas, de campos de precipitação de carbonetos (M23C6 e M7C3) até 900°C. Todos os diagramas apresentam, também, a fase sigma em temperaturas inferiores a 750°C. Os diagramas 1 e 2 são muito semelhantes, exceto para temperaturas em torno de 800°C com teores de níquel acima de 40%, onde há a presença de um campo de austenita + M7C3 no diagrama 1 (marcado com o número 15) e a ausência desse campo no diagrama 2. O diagrama 3 apresenta uma diminuição de regiões onde há a ocorrência de nitretos em relação aos diagramas 1 e 2. No diagrama 3, a presença de nitretos está restrita para teores de níquel acima de, aproximadamente, 30% e temperaturas de até 700°C, enquanto nos diagramas 1 e 2 a presença de nitretos abrange uma maior faixa de temperaturas e teores de níquel, ocorrendo nitretos em temperaturas até cerca de 850ºC, para 50%Ni.

As estruturas previstas no diagrama para temperaturas da ordem de 600°C dificilmente são obtidas na prática, devido à dificuldade de se atingirem as condições de equilíbrio nessas temperaturas, que exigiriam tempos muito longos, incompatíveis com os processos reais de produção.

Em todos os diagramas, observa-se que a Tliquidus diminui, ligeiramente, com o aumento do teor de níquel, de 1500°C, em 0%Ni, para, aproximadamente, 1400°C, para 70%Ni, teor de níquel máximo no diagrama.

3.2 Microestrutura

Estado recozido: a observação da microestrutura das ligas (Figura 2) mostrou que, devido à impossibilidade de se atingir o equilíbrio para baixas temperaturas, as estruturas das ligas à temperatura ambiente observadas correspondem, na realidade, às estruturas previstas no diagrama de equilíbrio para temperaturas mais elevadas, da ordem de 900°C. A liga 0%Ni apresentou estrutura totalmente ferrítica. Todas as demais ligas (10 a 60%Ni) apresentaram estrutura austenítica. Esse resultado demonstra o efeito do níquel como elemento estabilizador da fase CFC nas ligas à temperatura ambiente. Conforme o teor de níquel aumentou, houve arredondamento progressivo dos grãos e diminuição da presença de maclas. A alteração no formato dos grãos e a diferença na presença de maclas estão associadas com a energia de falha de empilhamento, que aumenta com a elevação no teor de níquel, para o sistema Fe-Cr-Ni.

Não foi possível identificar por microscopia ótica a presença de carbonetos e nitretos, como previsto no diagrama de equilíbrio.

Após deformação a frio: A deformação a frio causou o alongamento dos grãos de todas as ligas, no sentido de aplicação da deformação. A liga 10Ni, após a deformação a frio, apresentou austenita e martensita α', a qual já tinha sido identificada em trabalho anterior por difração de raios X (Bubani, 2007). A liga 20Ni também apresentou alterações estruturais após deformação a frio, com o aparecimento de maclas no interior dos grãos, provocadas pela deformação, porém dados anteriores de difração de raios X não indicaram a presença de martensita. As demais ligas (30Ni, 40Ni, 50Ni e 60Ni) permaneceram com as mesmas estruturas apresentadas no estado recozido, não se observando modificações estruturais significativas. Esse resultado indica que a fase CFC está estável nessas ligas. Além disso, a estrutura dessas ligas no estado após deformação a frio é a mesma esperada no equilíbrio, prevista pelos diagramas, sendo composta apenas pela fase CFC, com a presença de carbonetos e nitretos.

Após deformação a 350 e a 700ºC: Observa-se precipitação nos contornos de grão de todas as ligas austeníticas ensaiadas a 700ºC e, em algumas ligas, até mesmo separação nos contornos de grão (ligas 30Ni, 40Ni, 50Ni e 60Ni). Isso indica que houve forte precipitação nos contornos de grão durante os ensaios a 700ºC, fragilizando as ligas austeníticas e levando-as à fratura intergranular. O tempo total de aquecimento no ensaio de tração a 700°C foi de, aproximadamente, 2 horas, suficiente para provocar essa precipitação em contorno de grão austenítico. Esse fenômeno não foi observado na liga ferrítica (0Ni). A 350ºC, a precipitação não pôde ser tão nitidamente observada. As alterações estruturais observadas nas ligas 10Ni e 20Ni após deformação a frio não são observadas após deformação a 350 e a 700ºC, o que sugere que a temperatura de 350ºC já é suficiente para impedir a formação de martensita.

 

4. Conclusões

No estado recozido, a liga 0%Ni apresentou estrutura totalmente ferrítica. Todas as demais ligas (10 a 60%Ni) apresentaram estrutura austenítica. Conforme o teor de níquel aumentou, houve arredondamento progressivo dos grãos e diminuição da presença de maclas. Não foi possível identificar por microscopia ótica a presença de carbonetos e nitretos, como previsto no diagrama de equilíbrio.

A liga 10Ni, após a deformação a frio, apresentou martensita a', a qual já havia sido identificada em trabalho anterior por difração de raios X. A liga 20Ni também apresentou alterações estruturais após deformação a frio, com o aparecimento de maclas no interior dos grãos, provocadas pela deformação, porém dados anteriores de difração de raios X não indicaram a presença de martensita. As demais ligas (30Ni, 40Ni, 50Ni e 60Ni) permaneceram com as mesmas estruturas apresentadas no estado recozido, não se observando modificações estruturais significativas.

Após deformação a 350 e a 700ºC houve precipitação nos contornos de grão de todas as ligas austeníticas ensaiadas a 700ºC e, em algumas ligas, até mesmo separação nos contornos de grão (ligas 30Ni, 40Ni, 50Ni e 60Ni). Esse fenômeno não foi observado na liga ferrítica (0Ni). A 350ºC, a precipitação não pôde ser tão nitidamente observada. As alterações estruturais observadas nas ligas 10Ni e 20Ni após deformação à frio não foram observadas após deformação a 350 e a 700ºC, o que sugere que a temperatura de 350ºC já é suficiente para impedir a formação de martensita nessas ligas.

 

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Artigo recebido em 22/06/2009 e aprovado em 19/01/2010.

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