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Matéria (Rio de Janeiro)

On-line version ISSN 1517-7076

Matéria (Rio J.) vol.16 no.2 Rio de Janeiro  2011

http://dx.doi.org/10.1590/S1517-70762011000200007 

Evolução microestrutural do revestimento de aço inoxidável martensítico 423Co submetido ao ensaio de fadiga térmica

 

Microstructure evolution of 423Co martensitic stainless steel coatings under thermal fatigue tests

 

 

Brandim. A. SI; Magalhães Sousa, R.RI; Rocha Paranhos. R.PII; Bolfarini, CIII; Alcântara. N.GIII

ILaboratório de Caracterização Microestrutural - LCM/Campus Teresina Central/IFPI CP: 64000 - 040, Teresina-PI e-mail: sabrandim@yahoo.com.br ;romulorms@gmail.com
IIUniversidade Estadual do Norte Fluminense Darcy Ribeiro, Centro de Ciências Exatas e Tecnologia, Laboratório de Ciências dos Materiais Avançados. Av. Alberto Lamego, 2000 - CCT - LAMAV. Prédio das Oficinas Horto 28013-602 - Campos dos Goytacazes, RJ - Brasil
IIIUniversidade Federal de São Carlos, Centro de Ciências Exatas e de Tecnologia, Departamento de Engenharia de Materiais. Rodovia Washington Luiz km 235 Monjolinho 13565-905 - São Carlos, SP - Brasil - Caixa-Postal: 676 Telefone: (16) 33518802 Fax: (16) 33518850 e-mail: cbolfa@power.ufscar.br ; nelsong@power.ufscar.br

 

 


RESUMO

Este estudo avalia a evolução microestrutural do aço inoxidável martensítico 423Co, usado como revestimento de rolos de lingotamento contínuo - RLC, quando submetido ao ensaio de fadiga térmica. A evolução microestrutural foi investigada por meio de análises por microscopia ótica - M.O., microscopia eletrônica de varredura - MEV, microscopia eletrônica de transmissão - MET e por difração de Raios X - DRX. Os corpos de prova foram retirados da zona termicamente afetada, adjacente às áreas de intercordão dos revestimentos soldados transversalmente à direção de soldagem. Foi utilizado o processo de soldagem ao arco submerso com arame tubular para confecção desses corpos de prova. Os resultados foram interpretados de acordo com a evolução microestrutural do revestimento. Na condição de como soldado, a zona termicamente afetada, adjacente às áreas de intercordões, apresentou uma microestrutura de finas ripas martensíticas com finos carbetos. Durante a evolução do ensaio de fadiga térmica, essa microestrutura foi se degenerando, ocorrendo o revenimento das ripas martensíticas, observadas pelo aumento dessas, bem como crescimento dos carbetos até a falência do material pela sua ruptura durante a execução do ensaio.

Palavra-chaves: Microestrutura, fadiga térmica, aço inoxidável martensítico.


ABSTRACT

This study evaluates the microstructural evolution of the 423Co martensitic stainless steel used as continuous casting rolls coatings, when submitted to thermal fatigue tests. The microstructural evolution was investigated through analysis by optical microscopy - OM, scanning and transmission electron microscopies - SEM and TEM, and X ray diffraction - XRD. Specimens were extracted from the Heat Affected Zone close to the interbead areas of the welded cladding. Tubular wires in a Submerged Arc Welding Process were used in this study. The results were interpreted according to the microstructural evolution of the cladding. Initially in the as-welded condition, heat-affected-zones presented fine lath martensitic microstructure with fine carbides. With the thermal fatigue test evolution the microstructure progressively deteriorated due to the tempered lath martensite formation and carbides growth until the failure of the material.

Keywords: Microstructure; Thermal fatigue; Martensitic stainless steel.


 

 

1 INTRODUÇÃO

Nas últimas décadas, o desenvolvimento de novas ligas conhecidas como a nova geração, NG, utilizadas em revestimentos de rolos de lingotamento contínuo RLC tem sido o enfoque de trabalhos científicos nessa área. Essa tendência se justifica pelos elevados investimentos de implementação nessas plantas. No Brasil, os investimentos no setor saíram de R$ 4,8 bilhões para R$ 16,7 bilhões, isso será refletido na capacidade instalada de produção de aço que sairá dos 36 milhões de toneladas/ano para 72 milhões de toneladas/ano nos próximos cinco anos. O impacto desses investimentos já está sendo verificado no Brasil, pois em 2005, foram produzidos 31,6 milhões de toneladas de aço, ocupando a 9º posição no ranking dos maiores produtores. Em 2011, a produção de aço bruto até o mês de maio somou 32,76 milhões de toneladas, crescimento de 14,7 por cento que inclui a produção da Companhia Siderúrgica do Atlântico (CSA). Enquanto isso, no mundo, o total produzido foi de 129,86 milhões de toneladas, crescimento de 4,2 por cento. Segundo a WSA (World Steel Association), a produção de aço bruto acumulada de janeiro a maio de 2011 é de 14,753 milhões de toneladas, expansão de 9 por cento sobre o mesmo período de 2010 e salto de 71 por cento sobre os cinco primeiros meses do fraco ano de 2009. A produção mundial acumula 7,3 por cento contra 2010 e de 39,9 por cento sobre o mesmo período de 2009 (http://exame.abril.com.br/economia/noticias/producao-de-aco-no-brasil-cresce-mais-que-no-mundo-em-maio, [1]). A Tabela 1 apresenta os dados do mercado da produção de aço no Brasil referente ao ano 2010.

No processo de lingotamento contínuo, os rolos estão constantemente submetidos à expansão e contração térmica, gerando tensões térmicas devido a sua condição de restringido (MARKARIAN et. al.[3]). Segundo LEE et. al. [4], essa condição de operação propicia alterações na microestrutura do revestimento que resulta no desempenho do rolo, principalmente nas regiões de intercordões ou regiões de reaquecimento, em destaque na Figura 1.

Outro aspecto importante, que está de acordo com ATARMET [5], é sobre as áreas de ocorrência das precipitações dos carbetos que se situam nas áreas com menor teor de Cr e, consequentemente, que estão sujeitas ao ataque corrosivo (região sensitizada), essas regiões de estudo nesse trabalho serão submetidas à fadiga térmica. Na prática, essas áreas sensitizadas são visíveis na superfície do rolo, como ilustra a Figura 1, principalmente depois de usinada, pois seguem o contorno do cordão de solda, ou seja, as regiões de intercordões, facilitando a ocorrência de trincas nessas regiões. Portanto, o entendimento sistemático da evolução microestrutural nessas ligas NG, em conseqüência do fenômeno de fadiga térmica é essencial.

 

2 MATERIAIS E MÉTODOS

• Corpos de prova

Os corpos de prova foram obtidos do revestimento depositado por soldagem por arco submerso com arame tubular sobre uma placa de aço carbono do tipo ABNT 1015, conforme mostra a Figura 2. Como consumível de soldagem, foi utilizado o arame tubular de aço inoxidável modificado da série AISI 420 usado para revestimento de RLC, denominado comercialmente como 423Co de diâmetro igual a 3,2mm, cuja composição química é apresentada na Tabela 2.

 

 

 

 

Ensaios de Fadiga Térmica

Os ensaios de fadiga térmica foram realizados variando a temperatura do ensaio entre um valor máximo e um valor mínimo. A faixa de temperatura máxima utilizada foi de 600 a 700 ºC, alcançada por meio da ação de dois maçaricos de aquecimentos, e a temperatura mínima foi mantida entre 20 e 50 ºC pela ação de água corrente (HERNANDEZ [6]). Ambas as temperaturas se encontram próximas às condições de serviço dos rolos de lingotamento contínuo. As alterações das tensões térmicas foram monitoradas pela inclusão de uma célula de carga e captadas por um sistema de aquisição com auxílio de um computador, BRANDIM [7] e BRANDIM et al.[8]. Os corpos de prova, como ilustra a Figura 2, foram submetidos à fadiga térmica até alcançarem a ruptura. Os ensaios foram interrompidos a cada 150 ciclos até um total de 600 ciclos para acompanhamento da evolução microestrutural e das trincas desenvolvidas.

Observação microestrutural

Os corpos de prova foram atacados pela técnica de imersão em uma solução Vilella de 5 ml de ácido clorídrico, 1 ml de ácido pícrico e 100ml de álcool etílico. A evolução microestrutural, em função do número de ciclos de fadiga térmica, foi investigada pela alteração e degeneração da martensita, pela morfologia das trincas internas e superficiais e pela deterioração superficial do revestimento. O número e o comprimento das trincas foram contados e medidos usando um analisador de imagem.

Para a identificação dos precipitados, foi realizada a extração de precipitados pelo método químico utilizando a solução de Berzelius (320 g de CuCl2.2H2O, 280 g de KCl, 20 g de ácido tartárico , 150 ml de HCl e 1,85 l de água destilada). Para tanto, foi necessário de 5 a 8 g de material. A duração da dissolução foi de 12 a 24 horas, sob agitação constante.

 

3 RESULTADOS

A Figura 3 apresenta o corpo de prova na condição de soldado e submetidos à fadiga térmica, identificando a região de reaquecimento onde aconteceu a ação dos ciclos térmicos.

 

 

As Figuras 4(a) e 4(b) apresentam a micrografia da região de reaquecimento do revestimento 423Co, antes de ser submetida aos ensaios de fadiga térmica pela microscopia ótica 4(a) e por microscopia eletrônica de varredura 4(b).

 


 

3.1 Alteração Microestrutural pela ação da Fadiga Térmica

a) 150 Ciclos de Fadiga Térmica

Após 30 minutos de ensaio de fadiga térmica, que equivalem a 150 ciclos, o material apresentou-se conforme mostra a Figura 6(a) M.O. e (b) M.E.V.

 


 

 



 

As Figuras 7(a) e 7(b) apresentam o difratograma referente à região de reaquecimento após 150 ciclos de fadiga térmica.

 


 

A Figura 8 mostra o resultado da microanálise (EDS) realizada na região de reaquecimento após 150 ciclos de fadiga térmica.

 

 

b) 300 Ciclos de Fadiga Térmica

As Figuras 9 (a) e 9(b) apresentam a micrografia da região de reaquecimento após 300 ciclos de fadiga térmica via M.O e MEV, respectivamente, e a Figura 9 (c) mostra a micrografia da região de reaquecimento após 150 ciclos de fadiga térmica.

 



 

A Figura 10 (a) apresenta o difratograma da região de reaquecimento após 300 ciclos de fadiga térmica e a Figura 10 (b) o difratograma dos precipitados extraídos da região de reaquecimento após 300 ciclos de fadiga térmica.

 


 

c) 450 Ciclos de Fadiga Térmica

A Figura 11(a) mostra por M.O. a região de reaquecimento após 450 ciclos de fadiga térmica. E a Figura 9 (b) mostra a mesma região, porém obtida por MEV. A Figura 12(a) apresenta o difratograma da mesma região de reaquecmento após os 450 ciclos de fadiga térmica e a Figura 12(b) mostra o difratograma dos precipitados extraídos dessa mesma região de reaquecimento na mesma condição de fadiga térmica.

 



 

 



d) 600 Ciclos de Fadiga Térmica

A Figura 13 (a) mostra a micrografia via M.O. da região de reaquecimento após 600 ciclos de fadiga térmica e a Figura 13 (b) mostra a mesma região, porém via MEV.

 



 

A Figura 14(a) apresenta o DRX da região de reaquecimento após 600 ciclos de fadiga térmica e a Figura 14(b) apresenta o DRX dos precipitados extraídos dessa região na condição de 600 ciclos de fadiga térmica.

 


 

4 DISCUSSÃO

O ensaio de fadiga térmica foi realizado na região de reaquecimento do revestimento do cordão de solda como mostra a Figura 3. Isso por que essa é exatamente a região de sobreposição dos cordões que é a mais propícia a apresentar os defeitos de trinca térmica e de corrosão nos RLC. Essa região de reaquecimento foi obtida da deposição do aço inoxidável martensítico AISI 423Co que é constituída de uma matriz martensítica, conforme apresentado na Figura 4(a), com a presença de carbetos do tipo M23C6, Figura 4(b). Tanto a matriz martensítica como os carbetos acima citados foram identificados pelos ensaios de difração de raios X, conforme apresentado na Figura 5(a) e (b). Esses resultados estão de acordo com ARMAS et al. [9] e IRVINE et al. [10]. CLAUSS [11] afirmou que durante a soldagem desses revestimentos deve-se utilizar uma alta temperatura de preaquecimento e de interpasse, em torno de 350 ºC, para que se forme a matensíta no lugar da ferrita. Segundo ATAMERT [12] para se alcançar a total transformação martensítica, é necessário mudar a taxa de resfriamento do metal de solda. Ambos os autores corroboram com o resultado da matriz obtida.

Essas regiões de reaquecimento foram submetidas ao ensaio de fadiga térmica durante 150, 300, 450 e 600 ciclos para acompanhar a evolução microestrutural e, posteriormente, o comportamento mecânico a ser discutido em futuros trabalhos. Esses resultados estão progressivamente apresentados nas Figuras: 6(a), 6(b) e 6(c), 9(a) e 9(b), 11(a) e 11(b) e 13(a) e 13(b). Nessas figuras, foi observado que a martensíta foi sendo revenida devido aos contínuos ciclos de fadiga térmica. Essa microestrutura martensítica vai se degenerando da morfologia do tipo escorregada para o tipo maclada, que é uma característica típica dos aços de médio carbono, tal comportamento está de acordo com PINEDO [13]. ARMAS et al. [9] também descreveram a evolução microestrutural do aço inoxidável martensítico com 12% de cromo como uma morfologia de martensítia revenida passando por uma fase intermediária de expansão das ripas, para finalmente transformar-se em pequenos subgrãos, localizados próximos ao contorno de grãos austeníticos. Esse comportamento do revenimento da martensita foi acompanhado também pelo ensaio de difração de raios X, como apresentado nas Figuras 5(a), 7(a), 10(a), 12(a) e 14(a). Nessas figuras, pode-se observar que ocorre um pequeno deslocamento e alargamento da base do pico característico da fase martensítica, indicando a degeneração ou o revenimento da mesma.

Também pela ação dos ciclos de fadiga térmica, a partir dos 300 ciclos, foi observada a evolução inicialmente discreta do pico da austenita na Figura 10(a). Esse pico foi se intensificando na condição de 450 ciclos, Figura 12(a), e ficou bem caracterizado na condição de 600 ciclos, como mostra a Figura 14(a). A presença da austeníta pode ser explicada, segundo NOVIKOK [14] e HONEYCOMBE [15], pela decomposição estrutural da martensíta, caso se produzam regiões com diferentes teores de carbono. Nas regiões em que a concentração de carbono se eleva, ocorre a precipitação de partículas, empobrecendo-a. Em consequência, o grau de tetragonalidade é menor que nas regiões onde não sofreram a decomposição. Segundo NOVIKOV [14], discutindo sobre a formação da austenita nessas condições, ela pode ser explicada a partir da martensita, sendo possível apenas nas condições em que se impede a redistribuição difusional dos componentes na rede martensítica. Para que isto aconteça, a temperatura para transformação inversa martensita - austenita, To, não deve ser alta e o material deve ser aquecido rapidamente. No caso em estudo, pode-se considerar que a diminuição de To se deve adição dos elementos de liga na liga 423Co e aos ciclos térmicos ocorridos durante os ensaios de fadiga térmica, que serviram como força motriz para que ocorresse a reversibilidade da martensita em austenita. Portanto, a presença da austenita pode ser justificada pela associação do tempo de permanência da amostra submetida aos sucessivos ciclos térmicos com o processo da reversibilidade da transformação matensítica e pela presença dos elementos de liga no material estudado, baseando-se nos autores NOVIKOK [14] e HONEYCOMBE [15].

Na região de reaquecimento, também foram observados a presença de carbetos do tipo M23C6, na condição de como-soldado, conforme mostrado no difratograma da Figura 5(a). Esses carbetos não foram visualizados pela microscopia ótica, mas somente na microscopia eletrônica, por isso optou-se pela técnica de extração de precitados para realmente comprovar a existência dessas partículas. Assim, após cada ciclo de fadiga térmica, 150, 300, 450 e 600 ciclos, foi realizada a extração de precipitados para acompanhar a presença e/ou evolução desses carbetos.

Verificou-se que, na condição de soldado, o carbeto identificado foi o Cr23C6, conforme mostra a Figura 5(b). Já nas condições de 150, 300, 450 e 600 ciclos, foram identificados Cr23C6, Nb6C5, Cr22,23Fe0,77C6, como mostram as Figuras 7(b), 10(b), 12(b) e 14(b), respectivamente. Esses resultados estão de acordo com KUO [16], segundo o qual, no sistema Fe-C-Cr, podem ser formados carbetos complexos ligados ao cromo. O cromo pode ser dissolvido na cementita formando o carbeto (Fe,Cr)3C ou M3C ou formar mais dois tipos de carbetos de cromo com novas estequiometrias, dissolvendo ferro simultaneamente, como (Cr,F)23C6 e (Cr,Fe)7C3 ou M23C6 e M7C3. A manutenção do carbeto do tipo M23C6 se dá pela sua estabilidade termodinâmica , como previsto por HAUSER [17].

Também foi observada a alteração tanto na distribuição dos carbetos como no seu tamanho. Inicialmente na condição de como soldado, Figura 4(b), pode-se observar que os carbetos estão distribuídos por toda a matriz e no entorno das martensítas, porém essa condição muda de maneira significativa após os 150 e 300 ciclos de fadiga térmica, observa-se nas micrografias da Figura 6(b) e 6(c) que os precipitados se dispõem em áreas preferenciais e na condição de 300 ciclos os carbetos se apresentam maiores que na condição de 150 ciclos. Porém, na condição de 450 ciclos volta a ocorrer distribuição por toda a matriz, porém os carbetos se apresentam maiores que nas condições anteriores. Na condição de 600 ciclos, observa-se que os carbetos se dispõem em áreas preferenciais.

A modificação das partículas está de acordo com HAUSER [17] que afirma que quando as partículas M23C6 e M7C3 permanecem expostas a uma dada temperatura, os carbetos M7C3 dissolvem-se, enquanto os carbetos do tipo M23C6 continuam nucleando e crescendo. Como na condição anterior, afirmou-se que as possíveis partículas presentes eram somente do tipo M23C6, essas permanecem em contínuo processo de crescimento e/ou coalescimento, resultante do continuo processo de degeneração da presente estrutura da região de reaquecimento.

 

5 CONCLUSÕES

Com base nos resultados da evolução microestrutural do material durante o ensaio de fadiga térmica pode-se concluir:

a) A matriz sofreu um severo refinamento consequente dos intensos ciclos térmicos oriundos do ensaio de fadiga térmica. Os precipitados, assim como a matriz também, foram refinados, fatos que certamente terão forte influência sobre as propriedades mecânicas deste material;

b) Não houve alteração quanto ao tipo de precipitado de cromo durante todo o ensaio de fadiga térmica.

 

6 AGRADECIMENTOS

Os autores agradecem ao CNPq, CAPES. FAPEPI e a FAPESP pelo apoio financeiro e ao IFPI.

 

7 BIBLIOGRAFIA

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Data de envio: 16/05/11
Data de aceite: 20/09/11

 

 

Autor Responsável: BRANDIM, Ayrton de Sá