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MINISTÉRIO DA DEFESA
EXÉRCITO BRASILEIRO
DEPARTAMENTO DE CIÊNCIA E TECNOLOGIA
INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA
CURSO DE DOUTORADO EM CIÊNCIA DOS MATERIAIS
Cap JOSÉ RICARDO GOMES MATHEUS
EVOLUÇÃO MICROESTRUTURAL DOS AÇOS INOXIDÁVEIS
FERRÍTICOS AISI 409 E AISI 430E DURANTE O PROCESSAMENTO EM UM
LAMINADOR STECKEL
Rio de Janeiro
2006
0
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INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA
Cap JOSÉ RICARDO GOMES MATHEUS
EVOLUÇÃO MICROESTRUTURAL DOS AÇOS INOXIDÁVEIS
FERRÍTICOS AISI 409 E AISI 430E DURANTE PROCESSAMENTO EM UM
LAMINADOR STECKEL
Tese de Doutorado apresentada ao Curso de Doutorado
em Ciência dos Materiais do Instituto Militar de
Engenharia, como requisito parcial para obtenção do título
de Doutor em Ciência em Ciência dos Materiais.
Orientador: Carlos Sérgio da Costa Viana – Ph.D.
Rio de Janeiro
2006
1
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c2006
INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA
Praça General Tibúrcio, 80 – Praia Vermelha
Rio de Janeiro – RJ CEP 22290-270
Este exemplar é de propriedade do Instituto Militar de Engenharia, que poderá incluí-lo
em base de dados, armazenar em computador, microfilmar ou adotar qualquer forma de
arquivamento.
São permitidas a menção, reprodução parcial ou integral e a transmissão entre bibliotecas
deste trabalho, sem modificação de seu texto, em qualquer meio que esteja ou venha a ser
fixado, para pesquisa acadêmica, comentários e citações, desde que sem finalidade comercial
e que seja feita a referência bibliográfica completa.
Os conceitos expressos neste trabalho são de responsabilidade do autor e do orientador.
620.17 Matheus, José Ricardo Gomes
436 Evolução microestrutural dos aços inoxidáveis
ferríticos 409 e 430E durante processamento em um
laminador Steckel/ José Ricardo Gomes Matheus. – Rio de
Janeiro: Instituto Militar de Engenharia, 2006.
XXX p.: il., graf., tab.:
Tese (doutorado) – Instituto Militar de Engenharia –
Rio de Janeiro, 2006.
1. Aços Inoxidáveis Ferríticos. 2. Laminador Steckel
3. Ciência dos Materiais. I. Título. II. Instituto Militar de
Engenharia.
CDD 620.17
2
INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA
JOSÉ RICARDO GOMES MATHEUS – CAP QEM/Armt
EVOLUÇÃO MICROESTRUTURAL DOS AÇOS INOXIDÁVEIS FERRÍTICOS
AISI 409 E AISI 430E DURANTE A SIMULAÇÃO DE UM LAMINADOR STECKEL
Tese de Doutorado apresentada ao Curso de Doutorado em Ciência dos Materiais do
Instituto Militar de Engenharia, como requisito parcial para a obtenção do título de Doutor em
Ciência dos Materiais.
Orientador: Carlos Sérgio da Costa Viana, Ph.D.
Aprovada em 11 de dezembro de 2006 pela seguinte Banca Examinadora:
_______________________________________________________________
Prof. Carlos Sérgio da Costa Viana, Ph.D. do IME - Orientador
_______________________________________________________________
Prof. Arnaldo Ferreira, Ph.D. do IME
_______________________________________________________________
Prof. Hamilton Ferreira Gomes de Abreu, D. Sc. da UFC
_______________________________________________________________
Prof. Luiz Henrique de Almeida, D. C. da UFRJ
_______________________________________________________________
Pesquisadora Andersan de Paula Santos, D. Sc. Do INMETRO
Rio de Janeiro
2006
3
A Valéria e Mariana que sempre souberam extrair o
melhor de mim.
4
AGRADECIMENTOS
Agradeço a Deus por esses quarenta anos de vida, pelas pessoas que me ajudaram a
chegar até aqui e por aqueles que, de uma forma ou de outra, fizeram e fazem parte da minha
história. Agradeço, também, às instituições por onde passei. A todos o meu muito obrigado e
que Deus os abençoe;
A minha esposa e filha por me ajudarem, de forma decisiva, a ser uma pessoa melhor.
Não há mal que resista ao aconchego da família. Amo muito vocês duas;
Aos meus pais, iniciadores desse processo todo. Nossos pais sempre querem nos levar a
lugares que eles não sabem onde é e nem quando vamos chegar. Eles só sabem o caminho e
têm a plena convicção de que somos capazes de chegar. Obrigado por acreditarem em mim;
Aos meus irmãos que sempre foram amigos e companheiros. Obrigado não só pelos anos
de convivência, mas pelo muito que me ensinaram. Sou fã de vocês;
Aos meus sogros, verdadeiros pais e amigos. Obrigado por confiarem a mim o seu bem
mais precioso;
A vó Honorina, aos meus cunhados, sobrinhos, afilhados, tios, primos e agregados, a
todos que me fazem sentir que pertenço a uma família maravilhosa;
A todos os meus professores, desde o primário até o doutorado. Todos têm um lugar
especial em meu coração;
Ao Prof. Viana, orientador, professor e amigo. Edwin Markham escreveu certa vez que
“há um destino comum que nos faz irmãos. Ninguém segue seu caminho absolutamente
sozinho; recebemos em troca tudo o que damos aos outros.” Se isso for verdade, eu estarei
com uma dívida eterna com o Prof. Viana.
Aos membros da banca examinadora, pela leitura deste trabalho e valiosas sugestões;
Ao apoio da SD/1 – IME, pela ajuda nas correções para o formato final desta tese;
Ao Cap. R1 Antônio Veltri e o ST Feliciano pelo apoio concedido quando da necessidade
de utilização de recursos da Seção de Engenharia Mecânica e de Materiais;
Ao Cap. R1 Mariz e toda a equipe da SMA – IME;
Aos amigos Elaine, Alberto, Christian, Paulo Campissi, Douglas, Cláudia, Rodrigo,
Cecília, Fernandão, Vivienne, Fernando, Itamar, Sheyla,Vivian, Mário, Tibério, Alisson,
Diegles, Marcos, Leonardo, Izabella, Felipe, Vera, Maria Elisa, Dora, Glauco e Liliane pelo
incentivo constante e apoio em todos os momentos;
5
Aos amigos Joel, Carlos Roberto, Rose. Iranir e Leonardo pela atenção e o carinho de
sempre;
Aos professores, pesquisadores e demais funcionários da SE/4 que, de forma direta ou
indireta, participaram da execução deste trabalho;
Ao Padre Lindenberg, as Irmãs e a todos os amigos da Obra Filhos da Ressurreição.
“Ressuscitar é obra de cada dia. É renovar, constantemente, o amor e a alegria”;
Ao Exército Brasileiro, por meio do Instituto Militar de Engenharia, que possibilitou a
realização deste curso;
Ao pessoal do Centro de Pesquisas da ACESITA, sem exceção, pelo carinho com que me
acolheram e a atenção dispensada para que pudéssemos chegar até aqui;
A todos os integrantes do LACAM/UFC, capitaneados pelo Prof. Hamilton, que fizeram
de tudo para que eu me sentisse em casa e pudesse trabalhar com tranqüilidade.
Aos amigos Taeko e Marcos, do INMETRO, pela ajuda fundamental na obtenção dos
resultados.
6
SUMÁRIO
LISTA DE ILUSTRAÇÕES................................................................................................... 14
LISTA DE TABELAS............................................................................................................ 30
LISTA DE ABREVIATURAS E SÍMBOLOS....................................................................... 31
LISTA DE SIGLAS................................................................................................................ 33
1 INTRODUÇÃO.................................................................................................... 36
1.1 Generalidades......................................................................................................... 36
1.2 Antecedentes........................................................................................................... 37
1.3 Objetivo.................................................................................................................. 40
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA............................................................................
41
2.1 Os Aços Inoxidáveis............................................................................................... 41
2.1.1 Aços Inoxidáveis Martensíticos............................................................................. 42
2.1.2 Aços Inoxidáveis Austeníticos.............................................................................. 42
2.1.3 Aços Inoxidáveis Ferríticos................................................................................... 43
2.1.4 Aços Inoxidáveis Duplex........................................................................................ 44
2.1.5 Aços Inoxidáveis Endurecíveis por Precipitação................................................... 45
2.2 O Sistema Fe-Cr..................................................................................................... 45
2.3 Efeitos dos Elementos de Liga............................................................................... 49
2.3.1 Efeitos do Cr nos Aços Inoxidáveis Ferríticos....................................................... 55
2.4 Precipitação............................................................................................................ 58
2.5 A Textura nos Aços Inoxidáveis Ferríticos............................................................ 634
2.6 Laminação a Quente dos Aços Inoxidáveis Ferríticos........................................... 68
2.7 Mecanismos atuantes durante a deformação a quente............................................ 71
7
2.7.1 Recuperação Dinâmica........................................................................................... 73
2.7.2 Recristalização Dinâmica....................................................................................... 75
2.8 Mecanismos atuantes após a deformação a quente................................................ 78
3 MATERIAIS E MÉTODOS................................................................................
88
3.1 Materiais................................................................................................................. 88
3.2 Simulação da laminação a quente........................................................................... 90
3.3 Laminação das amostras......................................................................................... 95
3.4 Preparação das amostras para Microscopia Óptica e MEV.................................... 97
3.5 Medição das orientações dos grãos........................................................................ 99
3.6 Cálculo das fases presentes durante a laminação................................................... 102
3.7 Microdureza Vickers.............................................................................................. 103
4 RESULTADOS.....................................................................................................
104
4.1 Introdução............................................................................................................... 104
4.2 Aço Inoxidável Ferrítico AISI 409......................................................................... 104
4.2.1 Esboço como recebido............................................................................................ 104
4.2.1.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 105
4.2.1.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 107
4.2.1.3 FDOC...................................................................................................................... 108
4.2.2 Esboço reaquecido e resfriado em água................................................................. 108
4.2.2.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 109
4.2.2.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 111
4.2.2.3 FDOC...................................................................................................................... 112
4.2.3 Amostra com 1 passe – laminada e resfriada em água........................................... 112
8
4.2.3.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 113
4.2.3.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 115
4.2.3.3 FDOC...................................................................................................................... 116
4.2.4 Amostra com 1 passe – laminada, reaquecida e resfriada em água........................ 116
4.2.4.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 116
4.2.4.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 119
4.2.4.3 FDOC...................................................................................................................... 120
4.2.5 Amostra com 2 passes – laminada, reaquecida e resfriada em água...................... 121
4.2.5.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 121
4.2.5.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 123
4.2.5.3 FDOC...................................................................................................................... 124
4.2.6 Amostra com 3 passes – laminada e resfriada em água......................................... 125
4.2.6.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 125
4.2.6.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 127
4.2.6.3 FDOC...................................................................................................................... 128
4.2.7 Amostra com 3 passes – laminada, reaquecida e resfriada em água...................... 129
4.2.7.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 129
4.2.7.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 131
4.2.7.3 FDOC...................................................................................................................... 132
4.2.8 Amostra com 4 passes – laminada, reaquecida e resfriada em água...................... 133
4.2.8.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 133
4.2.8.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 135
4.2.8.3 FDOC...................................................................................................................... 136
4.2.9 Amostra com 5 passes – laminada e resfriada em água......................................... 137
4.2.9.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 138
9
4.2.9.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 140
4.2.9.3 FDOC...................................................................................................................... 140
4.2.10 Amostra com 5 passes – laminada e resfriada ao ar............................................... 141
4.2.10.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 142
4.2.10.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 144
4.2.10.3 FDOC...................................................................................................................... 145
4.2.11 Amostra com 5 passes – como recebida (BQ)........................................................ 146
4.2.11.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 146
4.2.11.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 147
4.2.11.3 FDOC...................................................................................................................... 148
4.2.12 Amostra com 5 passes – laminada, resfriada em água, reaquecida e resfriada em
água......................................................................................................................... 148
4.3 Aço Inoxidável Ferrítico AISI 430 E..................................................................... 149
4.3.1 Esboço como recebido............................................................................................ 149
4.3.1.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 149
4.3.1.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 151
4.3.1.3 FDOC...................................................................................................................... 152
4.3.2 Esboço reaquecido e resfriado em água................................................................. 153
4.3.2.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 153
4.3.2.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 155
4.3.2.3 FDOC...................................................................................................................... 155
4.3.3 Amostra com 1 passe – laminada e resfriada em água........................................... 156
4.3.3.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 156
4.3.3.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 158
4.3.3.3 FDOC...................................................................................................................... 159
10
4.3.4 Amostra com 1 passe – laminada, reaquecida e resfriada em água........................ 159
4.3.4.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 160
4.3.4.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 162
4.3.4.3 FDOC...................................................................................................................... 162
4.3.5 Amostra com 2 passes – laminada, reaquecida e resfriada em água...................... 163
4.3.5.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 163
4.3.5.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 165
4.3.5.3 FDOC...................................................................................................................... 166
4.3.6 Amostra com 3 passes – laminada e resfriada em água......................................... 167
4.3.6.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 167
4.3.6.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 169
4.3.6.3 FDOC...................................................................................................................... 170
4.3.7 Amostra com 3 passes – laminada, reaquecida e resfriada em água..................... 171
4.3.7.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 172
4.3.7.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 174
4.3.7.3 FDOC...................................................................................................................... 174
4.3.8 Amostra com 4 passes – laminada, reaquecida e resfriada em água...................... 175
4.3.8.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 175
4.3.8.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 177
4.3.8.3 FDOC...................................................................................................................... 178
4.3.9 Amostra com 5 passes – laminada, reaquecida e resfriada em água...................... 179
4.3.9.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 180
4.3.9.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 182
4.3.9.3 FDOC...................................................................................................................... 182
4.3.10 Amostra com 6 passes – laminada, reaquecida e resfriada em água...................... 183
11
4.3.10.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 184
4.3.10.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 186
4.3.10.3 FDOC...................................................................................................................... 186
4.3.11 Amostra com 7 passes – laminada e resfriada em água......................................... 187
4.3.11.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 188
4.3.11.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 190
4.3.11.3 FDOC...................................................................................................................... 191
4.3.12 Amostra com 7 passes – laminada e resfriada ao ar............................................... 191
4.3.12.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 192
4.3.12.2 Mapas de Orientações e de IQ................................................................................ 193
4.3.12.3 FDOC...................................................................................................................... 194
4.3.13 Amostra com 7 passes – como recebida (BQ industrial)........................................ 194
4.3.13.1 Microscopia Óptica................................................................................................. 194
4.3.14 Amostra com 7 passes – laminada, resfriada em água, reaquecida e resfriada ao
ar............................................................................................................................. 196
4.4 Cálculo das fases presentes durante a laminação................................................... 197
5 DISCUSSÃO.........................................................................................................
201
5.1 Considerações Iniciais............................................................................................ 201
5.2 Microscopia Óptica................................................................................................ 201
5.3 Mapas de Orientação e de Iq.................................................................................. 214
5.4 Função Distribuição de Orientação Cristalina (FDOC) e Figuras de Pólo
Inversas (FPI)......................................................................................................... 222
5.5 THERMO-CALC................................................................................................... 238
12
6 CONCLUSÕES.....................................................................................................
240
7 SUGESTÕES PARA NOVOS TRABALHOS...................................................
242
8 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS...............................................................
243
13
LISTA DE ILUSTRAÇÕES
FIG. 1.1 Diagrama exemplificando alguns dos aços da série 400..................................... 36
FIG. 1.2 Mapas de orientação da superfície da chapa do aço AISI 434: (a) geral;
(b) {111}<uvw>; (c) {001}<uvw>..................................................................... 37
FIG. 1.3 Fotomicrografia de MEV da superfície da chapa do aço inoxidável AISI 430
E, laminado a frio, com 25% de tração na direção de laminação, com
inclinação de 60º. Aumentos de 1000 X. (a), sem polimento anterior; (b), com
polimento............................................................................................................. 39
FIG. 2.1 Microscopia óptica de um aço inoxidável ferrítico, tipo 409, oriundo da
laminação a quente no Steckel. Material como recebido. Aumento de 100 X
Reagente de Villela.............................................................................................. 44
FIG. 2.2 Diagrama de Fases Ferro – Cromo...................................................................... 45
FIG. 2.3
Digrama Ternário Fe-Cr-Ni. Isoterma de 1100 °C..............................................
47
FIG. 2.4
Digrama Ternário Fe-Cr-Ni. Isoterma de 650 °C................................................
47
FIG. 2.5 Influência dos diversos teores de silício nos domínios do campo austenítico.... 50
FIG. 2.6 Influência dos diversos teores de molibdênio nos domínios do campo
austenítico............................................................................................................ 51
FIG. 2.7 Influência dos diversos teores de manganês nos domínios do campo
austenítico............................................................................................................ 52
FIG. 2.8 Fração volumétrica de austenita em função da temperatura, para diferentes
adições de N aos sistemas Fe-Cr-Ni.................................................................... 53
FIG. 2.9 Efeitos do C e do N na lupa austenítica do diagrama de fases Fe-Cr.................. 55
FIG.2.10 Passividade dos aços-cromo, expostos durante 10 anos a uma atmosfera
industrial.............................................................................................................. 56
FIG.2.11 Efeito do teor de Cr sobre o domínio austenítico................................................ 56
FIG.2.12 Seção transversal do diagrama Fe-C-Cr com 6% de Cr...................................... 57
14
FIG.2.13 Seção transversal do diagrama Fe-C-Cr com 12% de Cr.................................... 57
FIG.2.14 Seção transversal do diagrama Fe-C-Cr com 18% de Cr.................................... 58
FIG.2.15 (a)Efeito do Cr em um aço com 0,1%C;(b)Efeito do C em um aço com 12% C 58
FIG.2.16 Laminador Steckel............................................................................................... 70
FIG.2.17 Cadeia de laminação quádrua.............................................................................. 71
FIG.2.18 Esquematização dos processos dinâmicos e estáticos que ocorrem durante a
deformação a quente............................................................................................ 72
FIG.2.19 Vários estágios da recuperação de um material plasticamente deformado......... 74
FIG.2.20 Curvas tensão x deformação verdadeiras típicas, mostrando os efeitos da taxa
de deformação e do nível de encruamento para o Ferro ARMCO....................... 75
FIG.2.21 Curvas tensão x deformação verdadeiras para um cobre policristalino, com
recuperação dinâmica (
.
ε
= 1,8 x 10
-1
s
-1
), ou recuperação mais recristalização
dinâmicas (curvas que apresentam um máximo).................................................
76
FIG.2.22 Curvas tensão x deformação verdadeiras para um aço com 0,25 %C, ensaiado
a 1100 °C, em torção...........................................................................................
78
FIG.2.23 Representação esquemática do processo de poligonização. (a) como
deformado; (b) após aniquiladas as discordâncias; (c) rearranjo de
discordâncias originando os subcontornos após recozimento.............................
79
FIG.2.24 Efeitos da temperatura na taxa de recuperação estática em um aço com
0,42%C................................................................................................................ 80
FIG.2.25 Efeitos da temperatura na taxa de recuperação estática em um aço com
0,10%C................................................................................................................ 81
FIG.2.26 Representação esquemática da recristalização. (a) início da recristalização; (b)
50% recristalizado; (c) recristalização completa................................................. 83
FIG.2.27 Efeitos da temperatura de deformação na recristalização estática...................... 83
15
FIG.2.28 Efeitos da taxa de deformação, s
-1
(∆ = 8 x 10
-2
, com 0,25 %C, ▲ = 8 x 10
-3
,
com 0,25 %C, ○ = 8 x 10
-2
, com 0,10 %C, ● = 8 x 10
-3
, com 0,10 %C), e da
deformação interrompida na recristalização de um aço com 0,07% de Nb........ 84
FIG.2.29 Diagrama de ancoramento dos contornos em partículas indeformáveis,
utilizando o mecanismo de Orowan.................................................................... 87
FIG. 3.1 Fluxograma representativo do processamento dos aços AISI 409 e AISI 430E
da ACESITA....................................................................................................... 88
FIG. 3.2 Esboço do aço inoxidável ferrítico 409. Seção transversal. Ataque com Vilella 89
FIG. 3.3 Esboço do aço inoxidável ferrítico 430E. Seção transversal. Ataque com
Vilella.................................................................................................................. 89
FIG. 3.4 Amostra de BQ do aço inoxidável ferrítico 430E, laminado industrialmente a
quente com 7 passes............................................................................................ 90
FIG. 3.5 Termopar a ser acoplado à amostra, em sua seção longidutinal. Os dados a
serem analisados ficam armazenados em disquetes colocados na parte frontal
do aparelho.......................................................................................................... 91
FIG. 3.6 Diagrama de laminação das amostras com 1 passe, temperadas após a
laminação e após 5 min de forno. AISI 409........................................................ 93
FIG. 3.7 Diagrama de laminação da amostra com 2 passes, temperadas após 5 min de
forno. AISI 409.................................................................................................... 93
FIG. 3.8 Diagrama de laminação das amostras com 3 passes, temperadas após a
laminação e após 4 min de forno. AISI 409........................................................ 93
FIG. 3.9 Diagrama de laminação da amostra com 4 passes, temperadas após 3 min de
forno. AISI 409.................................................................................................... 93
FIG.3.10 Diagrama de laminação das amostras com 5 passes, resfriadas ao ar e
temperada após a laminação. AISI 409............................................................... 93
FIG.3.11 Diagrama de laminação das amostras com 1 passe, temperadas após a
laminação e após 5 min de forno. AISI 430E...................................................... 94
16
FIG.3.12 Diagrama de laminação da amostra com 2 passes, temperadas após 5 min de
forno. AISI 430E................................................................................................. 94
FIG.3.13 Diagrama de laminação das amostras com 3 passes, temperadas após a
laminação e após 5 min de forno. AISI 430E...................................................... 94
FIG.3.14 Diagrama de laminação da amostra com 4 passes, temperadas após 5 min de
forno. AISI 430E.................................................................................................
94
FIG.3.15 Diagrama de laminação das amostras com 5 passes, temperadas após a
laminação e após 4 min de forno. AISI 430E...................................................... 94
FIG.3.16 Diagrama de laminação da amostra com 6 passes, temperadas após 3 min de
forno. AISI 430E................................................................................................. 94
FIG.3.17 Diagrama de laminação das amostras com 7 passes, resfriadas ao ar e
temperada após a laminação. AISI 430E............................................................. 95
FIG.3.18 Curvas de aquecimento do forno para o aço AISI 409, (a) e AISI 430 E,
(b)........................................................................................................................ 97
FIG.3.19 Microscopia óptica de uma amostra de aço inoxidável 409, preparada em
sílica coloidal e pronta para análise no EBSD..................................................... 98
FIG.3.20 Representação esquemática das regiões onde foram retiradas amostras para
análise.................................................................................................................. 98
FIG.3.21 Posicionamento da amostra no MEV.................................................................. 99
FIG.3.22 Padrões de Difração............................................................................................. 100
FIG.3.23 Ângulos de rotação de Euler, φ, θ, Φ.................................................................. 101
FIG.3.24 Ábaco de Bunge para φ2 = 0º.............................................................................. 102
FIG.3.25 Ábaco de Bunge para φ2 = 45°........................................................................... 102
FIG.4.1 Fotomicrografia da borda do esboço do aço AISI 409. Material como
recebido. Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................. 105
FIG.4.2 Fotomicrografia do centro do esboço do aço AISI 409. Material como
recebido. Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................. 106
17
FIG.4.3 Fotomicrografia da superfície do esboço do aço AISI 409. Material como
recebido. Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................. 106
FIG.4.4 Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro do esboço. Área varrida de
600 x 1960 (µm
2
), em 28 mm de espessura,(p= 2,2 µm; INMETRO)................ 107
FIG.4.5 FDOC do esboço como recebido, referidas aos eixos DL-DT............................ 108
FIG.4.6 Fotomicrografia da borda do esboço reaquecido do aço AISI 409. Aumento de
100 X. Reagente de Villela.................................................................................. 109
FIG.4.7 Fotomicrografia do centro do esboço reaquecido do aço AISI 409 (seção DN-
DL). Aumento de 100 X. Reagente de Villela.................................................... 110
FIG.4.8 Fotomicrografia da superfície do esboço reaquecido do aço AISI 409.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 110
FIG.4.9 Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro do esboço reaquecido.
Área varrida de 600 x 1960 (µm
2
), em 28 mm de espessura, (p= 2,2 µm;
INMETRO).......................................................................................................... 111
FIG.4.10 FDOC do esboço reaquecido, referidas aos eixos DL-DT.................................. 112
FIG.4.11 Fotomicrografia da borda da amostra com 1 passe, laminada e resfriada em
água do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela....................... 113
FIG.4.12 Fotomicrografia do centro da amostra com 1 passe, laminada e resfriada em
água do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela........................ 114
FIG.4.13 Fotomicrografia da superfície da amostra com 1 passe, laminada e resfriada
em água do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.................. 114
FIG.4.14 Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 1300 x
2700 (µm
2
) em 20 mm de espessura, (p= 1,4 µm; LACAM/UFC)..................... 115
FIG.4.15 FDOC da amostra com 1 passe, laminada e resfriada em água, referidas aos
eixos DL-DT........................................................................................................ 116
FIG.4.16 Fotomicrografia da borda da amostra com 1 passe, laminada, reenfornada e
resfriada em água do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela... 117
18
FIG.4.17 Fotomicrografia do centro da amostra com 1 passe, laminada, reenfornada e
resfriada em água do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela... 118
FIG.4.18 Fotomicrografia da superfície da amostra com 1 passe, laminada, reenfornada
e resfriada em água do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela. 118
FIG.4.19 Mapas de orientações e de IQ da borda, do centro e da superfície. Área varrida
de 1300 x 2700 (µm
2
), (a) e (b), e 1000 x 1500 (µm
2
), (c), em 20 mm de
espessura, (p= 1,4 µm, LACAM/UFC - (a) e (b); p = 0,5 µm, IME – (c))..........
119
FIG.4.20 FDOC da amostra com 1 passe, laminada, reenfornada e resfriada em água,
referidas aos eixos DL-DT.................................................................................. 120
FIG.4.21 Fotomicrografia da borda da amostra com 2 passes do aço AISI 409. Aumento
de 100 X. Reagente de Villela............................................................................. 122
FIG.4.22 Fotomicrografia do centro da amostra com 2 passes do aço AISI 409.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 122
FIG.4.23 Fotomicrografia da superfície da amostra com 2 passes do aço AISI 409.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 123
FIG.4.24 Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 200 x 600
(µm
2
), (a), e 600 x 1960 (µm
2
), (b), em 12,5 mm de espessura. (p= 2,2 µm,
INMETRO – (a); p = 1 µm, IME – (b))...............................................................
123
FIG.4.25 FDOC da amostra com 2 passes, referidas aos eixos DL-DT............................. 124
FIG.4.26 Fotomicrografia da borda da amostra com 3 passes, laminada e resfriada em
água do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela........................ 125
FIG.4.27 Fotomicrografia do centro da amostra com 3 passes, laminada e resfriada em
água do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela........................ 126
FIG.4.28 Fotomicrografia da superfície da amostra com 3 passes, laminada e resfriada
em água do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.................. 126
FIG.4.29 Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 600 x
1960 (µm
2
), (a), e 1100 x 2200 (µm
2
), (b), em 8,0 mm de espessura, (p= 2,2
µm, INMETRO – (a); p = 1,4 µm, LACAM/UFC – (b)).................................... 128
19
FIG.4.30 FDOC da amostra com 3 passes, laminada e resfriada em água, referidas aos
eixos DL-DT........................................................................................................ 128
FIG.4.31 Fotomicrografia da borda da amostra com 3 passes, reenfornada e resfriada
em água do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.................. 130
FIG.4.32 Fotomicrografia do centro da amostra com 3 passes, reenfornada e resfriada
em água do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela..................
130
FIG.4.33 Fotomicrografia da superfície da amostra com 3 passes, reenfornada e
resfriada em água do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de
Villela.................................................................................................................. 131
FIG.4.34 Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 1300 x
2750 (µm
2
), (a), e 1500 x 3000 (µm
2
), (b), em 8,0 mm de espessura, (p= 1,4
µm, LACAM/UFC)............................................................................................. 132
FIG.4.35 FDOC da amostra com 3 passes, laminada, reenfornada e resfriada em água,
referidas aos eixos DL-DT.................................................................................. 132
FIG.4.36 Fotomicrografia da borda da amostra com 4 passes do aço AISI 409. Aumento
de 100 X. Reagente de Villela............................................................................. 134
FIG.4.37 Fotomicrografia do centro da amostra com 4 passes do aço AISI 409.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 134
FIG.4.38 Fotomicrografia da superfície da amostra com 4 passes do aço AISI 409.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 135
FIG.4.39 Mapas de orientações e de IQ da borda, do centro e da superfície. Área varrida
de 400 x 800 (µm
2
), (a) e (c), e 200 x 600 (µm
2
), em 5,9 mm de espessura, (p=
1,4 µm, LACAM/UFC– (a) e (c); p = 1 µm, IME – (b))..................................... 136
FIG.4.40 FDOC da amostra com 4 passes, referidas aos eixos DL-DT............................. 137
FIG.4.41 Fotomicrografia da borda da amostra com 5 passes, laminada e resfriada em
água, do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela....................... 138
FIG.4.42 Fotomicrografia do centro da amostra com 5 passes, laminada e resfriada em
água, do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela....................... 139
20
FIG.4.43 Fotomicrografia da superfície da amostra com 5 passes, laminada e resfriada
em água, do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela................. 139
FIG.4.44 Mapas de orientações e de IQ da borda, do centro e da superfície. Área varrida
de 200 x 600 (µm
2
), (a) e (c), e 400 x 1000 (µm
2
), (b), em 4,0 mm de
espessura, (p = 1 µm, IME – (a) e (c); p= 1,4 µm, LACAM/UFC – (b))............ 140
FIG.4.45 FDOC da amostra com 5 passes, laminada e resfriada em água, referidas aos
eixos DL-DT........................................................................................................ 141
FIG.4.46 Fotomicrografia da borda da amostra com 5 passes, laminada e resfriada ao ar,
do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela................................. 142
FIG.4.47 Fotomicrografia do centro da amostra com 5 passes, laminada e resfriada ao
ar, do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................ 143
FIG.4.48 Fotomicrografia da superfície da amostra com 5 passes, laminada e resfriada
ao ar, do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela....................... 143
FIG.4.49 Mapas de orientações e de IQ da borda, centro e da superfície. Área varrida de
400 x 800 (µm
2
), em 4,0 mm de espessura, (p= 1,4 µm; LACAM/UFC)........... 144
FIG.4.50 FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT................................................... 145
FIG.4.51 Fotomicrografias da seção longitudinal da amostra com 5 passes, como
recebida, BQ. Aumento de 16 X. Reagente de Villela........................................ 146
FIG.4.52 Fotomicrografias da superfície da amostra com 5 passes, como recebida, BQ.
Aumento de 16 X. Reagente de Villela............................................................... 146
FIG.4.53 Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 200 x 600
(µm
2
), (a), e 1000 x 3000 (µm
2
), em 4,0 mm de espessura, (p = 1 µm, IME –
(a); p= 1,4 µm, LACAM/UFC – (b))................................................................... 147
FIG.4.54 FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT................................................... 148
FIG.4.55 Fotomicrografias da seção longitudinal laminada, resfriada em água,
reaquecida e resfriada ao ar. Aumento de 50 X. Reagente de Villela................. 148
FIG.4.56 Fotomicrografia da borda do esboço como recebido do aço AISI 430E.
Aumento de 16 X. Reagente de Villela............................................................... 150
21
FIG.4.57 Fotomicrografia do plano central do esboço como recebido do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 150
FIG.4.58 Fotomicrografia da superfície do esboço como recebido do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 151
FIG.4.59 Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 200 x 600
(µm
2
), (a), e 600 x 1960 (µm
2
), em 28,0 mm de espessura, (p= 2,2 µm;
INMETRO)..........................................................................................................
152
FIG.4.60 FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT................................................... 152
FIG.4.61 Fotomicrografia da borda do esboço reaquecido do aço AISI 430E. Aumento
de 16 X. Reagente de Villela............................................................................... 153
FIG.4.62 Fotomicrografia do centro reaquecido do aço AISI 430E. Aumento de 100 X.
Reagente de Villela.............................................................................................. 154
FIG.4.63 Fotomicrografia da superfície reaquecida do aço AISI 430E. Aumento de 100
X. Reagente de Villela......................................................................................... 154
FIG.4.64 Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 200 x 600
(µm
2
), (a), e 1050 x 2500 (µm
2
), (b), em 28 mm de espessura, (p= 1,4 µm;
LACAM/UFC)..................................................................................................... 155
FIG.4.65 FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT................................................... 156
FIG.4.66 Fotomicrografia da borda da amostra com 1 passe, laminada, reenfornada e
resfriada em água do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela. 157
FIG.4.67 Fotomicrografia do centro da amostra com 1 passe, laminada, reenfornada e
resfriada em água do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela. 157
FIG.4.68 Fotomicrografia da superfície da amostra com 1 passe, laminada, reenfornada
e resfriada em água do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de
Villela.................................................................................................................. 158
FIG.4.69 Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 560 x
2100 (µm
2
), (a), e 600 x 1300 (µm
2
), (b), em 20 mm de espessura, (p= 2,2 µm;
INMETRO).......................................................................................................... 158
22
FIG.4.70 FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT................................................... 159
FIG.4.71 Fotomicrografia da borda da amostra com 1 passe, reaquecida e resfriada em
água do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela...................... 160
FIG.4.72 Fotomicrografia do centro da amostra com 1 passe, reaquecida e resfriada em
água do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela...................... 161
FIG.4.73 Fotomicrografia da superfície da amostra com 1 passe, reaquecida e resfriada
em água do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela................ 161
FIG.4.74 Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro, (p= 1,4 µm,
LACAM/UFC – (a) e (b); p = 1 µm, IME – (c))................................................. 162
FIG.4.75 FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT................................................... 162
FIG.4.76 Fotomicrografia da borda da amostra com 2 passes do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 164
FIG.4.77 Fotomicrografia do centro da amostra com 2 passes do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 164
FIG.4.78 Fotomicrografia da superfície da amostra com 2 passes do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 165
FIG.4.79 Mapas de orientações e de IQ da borda, do centro e de superfície (p= 2,2 µm,
INMETRO – (a) e (b); p = 1 µm, IME – (c))...................................................... 166
FIG.4.80 FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT................................................... 167
FIG.4.81 Fotomicrografia da borda da amostra com 3 passes, laminada e resfriada em
água do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela...................... 168
FIG.4.82 Fotomicrografia do centro da amostra com 3 passes, laminada e resfriada em
água do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela...................... 168
FIG.4.83 Fotomicrografia da superfície da amostra com 3 passes, laminada e resfriada
em água do aço AISI 430E. Aumento de 16 X. Reagente de Villela.................. 169
23
FIG.4.84 Mapas de orientações e de IQ da borda, centro e superfície. Área varrida de
100 x 350 (µm
2
), (a), e 180 x 630 (µm
2
), (b), e 110 x 380 (µm
2
), em 10,8 mm
de espessura,(p= 2,2 µm, INMETRO – (a) e (b); p = 1,5 µm, IME – (c)).......... 170
FIG.4.85 FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT................................................... 171
FIG.4.86 Fotomicrografia da borda da amostra com 3 passes, reaquecida e resfriada em
água do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela......................
172
FIG.4.87 Fotomicrografia do centro da amostra com 3 passes, reaquecida e resfriada em
água do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela...................... 173
FIG.4.88 Fotomicrografia da superfície da amostra com 3 passes, reaquecida e resfriada
em água do aço AISI 430E. Aumento de 16 X. Reagente de Villela................ 173
FIG.4.89 Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 100 x 350
(µm
2
), (a), e 180 x 630 (µm
2
), (b), e 110 x 380 (µm
2
), em 10,8 mm de
espessura, (p = 1 e 2,2 µm; INMETRO).............................................................. 174
FIG.4.90 FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT................................................... 175
FIG.4.91 Fotomicrografia da borda da amostra com 4 passes do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 176
FIG.4.92 Fotomicrografia do centro da amostra com 4 passes do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 176
FIG.4.93 Fotomicrografia da superfície da amostra com 4 passes do aço AISI 430E.
Aumento de 50 X. Reagente de Villela............................................................... 177
FIG.4.94 Mapas de orientações e de IQ da borda, centro e superfície. Área varrida de
100 x 350 (µm
2
), (a), 180 x 630 (µm
2
), (b), e 110 x 380 (µm
2
), (c), em 8,1 mm
de espessura, (p= 1 e 2,2 µm, INMETRO – (a) e (b); p = 1,5 µm, IME – (c)).... 178
FIG.4.95 FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT................................................... 179
FIG.4.96 Fotomicrografia da borda da amostra com 5 passes do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 180
FIG.4.97 Fotomicrografia do centro da amostra com 5 passes do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 181
24
FIG.4.98 Fotomicrografia da superfície da amostra com 5 passes do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 181
FIG.4.99 Mapas de orientações e de IQ da borda, centro e superfície. Área varrida de
310 x 500 (µm
2
), (a) e (b), e 150 x 380 (µm
2
), em 6,6 mm de espessura, (p=
1,4 µm, LACAM/UFC – (a) e (b); p = 1,5 µm, IME – (c))................................. 182
FIG.4.100 FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT................................................... 183
FIG.4.101 Fotomicrografia da borda da amostra com 6 passes do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 184
FIG.4.102 Fotomicrografia do centro da amostra com 6 passes do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela............................................................. 185
FIG.4.103 Fotomicrografia da superfície da amostra com 6 passes do aço AISI 430E.
Aumento de 50 X. Reagente de Villela............................................................... 185
FIG.4.104 Mapas de orientações e de IQ da borda, do centro e da superfície. Área varrida
de 310 x 500 (µm
2
), (a) e (b), e 150 x 380 (µm
2
), em 5,2 mm de espessura,
(p= 1,4 µm, LACAM/UFC – (a) e (b); p = 1 µm, IME – (c))............................. 186
FIG.4.105 FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT................................................... 187
FIG.4.106 Fotomicrografia da borda da amostra com 7 passes, laminada e resfriada em
água, do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela..................... 188
FIG.4.107 Fotomicrografia do centro da amostra com 7 passes, laminada e resfriada em
água, do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela..................... 189
FIG.4.108 Fotomicrografia da superfície da amostra com 7 passes, laminada e resfriada
em água, do aço AISI 430E. Aumento de 50 X. Reagente de Villela................. 189
FIG.4.109 Mapas de orientações e de IQ da borda, centro e superfície. Área varrida de
310 x 500 (µm
2
), (a) e (b), e 150 x 380 (µm
2
), em 4,0 mm de espessura, (p=
1,4 µm, LACAM/UFC – (a) e (b); p = 1 µm, IME – (c)).................................... 190
FIG.4.110 FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT................................................... 191
FIG.4.111 Fotomicrografia da amostra com 7 passes, laminada e resfriada ao ar, do aço
AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.......................................... 192
25
FIG.4.112 Fotomicrografia da superfície da amostra com 7 passes, laminada e resfriada
ao ar, do aço AISI 430E. Aumento de 50 X. Reagente de Villela...................... 193
FIG.4.113 Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 310 x 500
(µm
2
) em 4,0 mm de espessura, (p= 1,4 µm; LACAM/UFC)............................. 193
FIG.4.114 FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT................................................... 194
FIG.4.115 Fotomicrografia da borda da amostra de BQ do aço 430E. Aumento de 50X.
Reagente de Villela.............................................................................................. 195
FIG.4.116 Fotomicrografia do centro da amostra de BQ do aço 430E. Aumento de 50X.
Reagente de Villela.............................................................................................. 195
FIG.4.117 Fotomicrografia da borda da amostra laminada, resfriada em água, reaquecida
e resfriada ao ar, do aço 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela........... 196
FIG.4.118 Fotomicrografia do centro da amostra laminada,resfriada em água, reaquecida
e resfriada ao ar, do aço 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela........... 196
FIG.4.119 Diagrama de fases do aço inoxidável ferrítico AISI 409 versus T...................... 197
FIG.4.120 Diagrama de fases do aço inoxidável ferrítico AISI 430 E versus T.................. 198
FIG.4.121 Aço 409 atravessando o campo alfa-gama.......................................................... 198
FIG.4.122 Principais elementos no fcc#2: Nb, C e N........................................................... 199
FIG.4.123 Principais elementos no fcc#3: Ti, N e C............................................................ 199
FIG.4.124 Principais elementos no fcc#5: Ti, N, Nb e C..................................................... 200
FIG.5.1 Fotomicrografias da borda do aço inoxidável ferrítico AISI 409. (a) Esboço
CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T; (d) 1 passe – Re&T; (e) 2 passes –
Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes – Re&T; (i) 5
passes – L&T; (j) 5 passes – L&Rar; (l) 5 passes – Lab ; (m) 5 passes – BQ..... 202
FIG.5.2 Fotomicrografias do centro do aço inoxidável ferrítico AISI 409. (a) Esboço
CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T; (d) 1 passe – Re&T; (e) 2 passes –
Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes – Re&T; (i) 5
passes – L&T; (j) 5 passes – L&Rar; (l) 5 passes – Lab ; (m) 5 passes – BQ..... 203
26
FIG.5.3 Fotomicrografias da superfície do aço inoxidável ferrítico AISI 409. (a)
Esboço CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T; (d) 1 passe – Re&T; (e) 2
passes – Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes –
Re&T; (i) 5 passes – L&T; (j) 5 passes – L&Rar; (l) 5 passes – Lab ; (m) 5
passes – BQ......................................................................................................... 204
FIG.5.4 Fotomicrografia da amostra de aço AISI 409 com 1 passe, reenfornada e
temperada em água. Aumento de 100 X.............................................................. 205
FIG.5.5
Fotomicrografias da borda do aço inoxidável ferrítico AISI 430E. (a) Esboço
CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T; (d) 1 passe – Re&T; (e) 2 passes –
Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes – Re&T; (i) 5
passes – L&T; (j) 5 passes – L&Rar; (l) 5 passes – Lab ; (m) 5 passes – BQ..... 210
FIG.5.6 Fotomicrografias do centro do aço inoxidável ferrítico AISI 430E. (a) Esboço
CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T; (d) 1 passe – Re&T; (e) 2 passes –
Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes – Re&T; (i) 5
passes – L&T; (j) 5 passes – L&Rar; (l) 5 passes – Lab ; (m) 5 passes – BQ..... 211
FIG.5.7 Fotomicrografias da superfície do aço inoxidável ferrítico AISI 430E. (a)
Esboço CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T; (d) 1 passe – Re&T; (e) 2
passes – Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes –
Re&T; (i) 5 passes – L&T; (j) 5 passes – L&Rar; (l) 5 passes – Lab ; (m) 5
passes – BQ.........................................................................................................
212
FIG.5.8 Fotomicrografia da borda do aço inoxidável ferrítico AISI 430 E. (a) 7 passes
– Lab ; (b) 7 passes – BQ.................................................................................... 213
FIG.5.9 Fotomicrografia do centro do aço inoxidável ferrítico AISI 430 E. (a) 7 passes
– Lab ; (b) 7 passes – BQ.................................................................................... 213
FIG.5.10 Fotomicrografia da superfície do aço inoxidável ferrítico AISI 430 E. (a) 7
passes – Lab ; (b) 7 passes – BQ......................................................................... 213
FIG.5.11 Fotomicrografia da amostra de aço AISI 430 E com 7 passes, laminada e
temperada em água. Aumento de 200 X.............................................................. 213
27
FIG.5.12 Mapas de orientações do aço AISI 409 – seção longitudinal – região próxima
à borda................................................................................................................. 216
FIG.5.13 Mapas de orientações do aço AISI 409 – seção longitudinal – região próxima
ao centro.............................................................................................................. 217
FIG.5.14 Mapas de orientações do aço AISI 409 – seção longitudinal – região da
superfície.............................................................................................................
218
FIG.5.15 Mapas de orientações do aço AISI 430E – seção longitudinal – região
próxima à borda................................................................................................... 219
FIG.5.16 Mapas de orientações do aço AISI 430E – seção longitudinal – região
próxima ao centro................................................................................................ 220
FIG.5.17 Mapas de orientações do aço AISI 430E – seção longitudinal – região da
superfície............................................................................................................. 221
FIG.5.18 FDOC do aço AISI 409 – seção longitudinal – região próxima à borda............. 228
FIG.5.19 FDOC do aço AISI 409 – seção longitudinal – região próxima ao centro.......... 229
FIG.5.20 FDOC do aço AISI 430 E – seção longitudinal – região próxima à borda......... 230
FIG.5.21 FDOC do aço AISI 430 E – seção longitudinal – região próxima ao centro...... 231
FIG.5.22 FDOC do aço AISI 409 - região da superfície.................................................... 232
FIG.5.23 FDOC do aço AISI 430E - região da superfície.................................................. 232
FIG.5.24 Figuras de Pólo Inversas da borda do aço inoxidável ferrítico AISI 409. (a)
Esboço CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T; (d) 1 passe – Re&T; (e) 2
passes – Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes –
Re&T; (i) 5 passes – L&T; (j) 5 passes – L&Rar; (l) 5 passes – Lab ; (m) 5
passes – BQ......................................................................................................... 233
FIG.5.25 Figuras de Pólo Inversas do centro do aço inoxidável ferrítico AISI 409. (a)
Esboço CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T; (d) 1 passe – Re&T; (e) 2
passes – Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes –
Re&T; (i) 5 passes – L&T; (j) 5 passes – L&Rar; (l) 5 passes – Lab ; (m) 5
passes – BQ......................................................................................................... 234
28
FIG.5.26 Figuras de Pólo Inversas da borda do aço inoxidável ferrítico AISI 430E. (a)
Esboço CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T; (d) 1 passe – Re&T; (e) 2
passes – Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes –
Re&T; (i) 5 passes – L&T; (j) 5 passes – L&Rar; (l) 5 passes – Lab ; (m) 5
passes – BQ......................................................................................................... 235
FIG.5.27 Figuras de Pólo Inversas do centro do aço inoxidável ferrítico AISI 430E. (a)
Esboço CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T; (d) 1 passe – Re&T; (e) 2
passes – Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes –
Re&T; (i) 5 passes – L&T; (j) 5 passes – L&Rar; (l) 5 passes – Lab ; (m) 5
passes – BQ......................................................................................................... 236
FIG.5.28 FDOC do aço AISI 409 - região da superfície. (a) 1 passe, reenfornada e
temperada; (b) 2 passes; (c) 3 passes, reenfornada e temperada; (d) 5 passes,
laminada e temperada; (e) 5 passes, laminada e resfriada ao ar.......................... 237
FIG.5.29 FDOC do aço AISI 430 E - região da superfície. (a) 1 passe, reenfornada e
temperada; (b) 2 passes; (c) 3 passes, laminada e temperada; (d) 4 passes; (e)
5 passes; (f) 6 passes; (g) 7 passes, laminada e temperada.................................. 237
29
LISTA DE TABELAS
TAB. 2.1 Tendências gerais de distribuição dos elementos no aço.................................... 50
TAB. 2.2 Fases secundárias dos aços inoxidáveis.............................................................. 60
TAB. 2.3 Tabela de Métodos de Cálculo dos Produtos de Solubilidade.
Log Ks = A/T + B (T em graus K)...................................................................... 62
TAB. 2.4 Algumas Texturas de Fibra Características dos Aços Inoxidáveis Ferríticos.
DL = direção de laminação; DN = direção normal ao plano da chapa; DT =
direção transversal da chapa................................................................................ 66
TAB. 3.1 Composição química dos aços inoxidáveis ferríticos, 409 e 430E, fornecidos
pela ACESITA.................................................................................................... 90
TAB. 3.2 Simulação da laminação do aço inoxidável ferrítico 409................................... 92
TAB. 3.3 Simulação da laminação do aço inoxidável ferrítico 430E................................. 92
TAB. 5.1 Correlação entre planos e orientações................................................................. 214
30
LISTA DE ABREVIATURAS E SÍMBOLOS
ABREVIATURAS
CCC - Cúbico de Corpo Centrado
CFC - Cúbico de Face Centrada
DL, DN, DT - Direções de laminação, normal e transversal de uma chapa laminada
EBSD - Electron BackScattered Diffraction
EFE - Energia de Falha de Empilhamento
FDOC - Função de Distribuição de Orientações Cristalinas
HV - Microdureza Vickers
L.I. - Livre de Intersticiais
MEV - Microscópio Eletrônico de Varredura
MIO - Microscopia de Imageamento de Orientações
R - Coeficiente de anisotropia plástica
R
- Coeficiente de anisotropia normal
∆R
- Coeficiente de anisotropia planar
TFD - Temperatura Final de Deformação
SÍMBOLOS
α
- Ferrita / Fase alfa
α’
- Fase alfa primária
χ
- Fase Chi
∆
- Delta. Parâmetro utilizado nos processos de conformação mecânica
γ
- Austenita / Fase gama
η
- Fase neta
σ
- Fase sigma
ε
w
, ε
t
- Deformações verdadeiras na direção da largura e da espessura do corpo de
prova de tração
ϕ
1
, φ, ϕ
2
- Ângulos de Euler em notação de Bunge
31
ϕ, θ, φ
- Ângulos de Euler em notação de Roe
g(ϕ
1
, φ, ϕ
2
) - Valor de uma propriedade apresentada por um cristal de orientação ϕ
1
, φ, ϕ
2
,
em notação de Bunge
{hkl}<uvw> - Componentes de textura
32
LISTA DE SIGLAS
AISI American Iron and Steel Institute
ASM American Society for Metals
CBMM
Companhia Brasileira de Metalurgia e Mineração
IME Instituto Militar de Engenharia
INMETRO Instituto Nacional de Metrologia, Normalização e Qualidade Industrial
LACAM Laboratório de Caracterização de Materiais
UFC Universidade Federal do Ceará
33
RESUMO
Neste trabalho são estudados os desenvolvimentos da microestrutura e da microtextura,
durante a laminação a quente, dos aços AISI 430E e 409, no laminador Steckel. Estes
materiais foram escolhidos devido à grande importância que possuem na indústria metal-
mecânica atual.
Todo o processo preparação das amostras e de laminação foi realizado no Centro de
Pesquisas da ACESITA, com material cedido pela própria empresa. As amostras foram
laminadas por reduções de um a cinco passes, para o aço AISI 409, e de um a sete passes,
para o aço AISI 430E, sendo que todas elas, exceto as amostras com cinco e sete passes, para
os aços AISI 409 e 430E, respectivamente, foram reenfornadas e resfriadas em água, logo em
seguida. Algumas amostras, as de um e três passes, em ambos os aços, foram resfriadas em
água logo após o passe. As amostras, com cinco e sete passes, foram resfriadas em água ou ao
ar, logo após o último passe. Das amostras que foram resfriadas em água, foram retirados
corpos-de-prova para serem reaquecidos e resfriados ao ar, a fim de se tentar reproduzir, o
mais fielmente possível, a microestrutura oriunda da bobina a quente. A essas vinte amostras,
somam-se mais quatro que são as placas de esboço e de bobina a quente, dos dois aços,
oriundas dos laminadores industriais da ACESITA, além das amostras de esboços reaquecidos
e resfriados em água, que simulavam a condição de entrada no primeiro passe. Ao todo são
vinte e seis amostras. De cada amostra foi retirado um corpo-de-prova do plano da superfície
da chapa e, da seção longitudinal, foram retirados corpos-de-prova da região mais ao centro e
da região próxima à borda da chapa.
Os materiais foram analisados por meio de microscopia óptica e por EBSD/MIO, para
caracterização da microestrutura e da microtextura cristalográfica, em todas as condições
acima citadas. Isto foi feito pelo levantamento de mapas de índice de qualidade, mapas de
orientação, figuras de pólo inversas e mapas das funções de distribuição de orientação
cristalina – FDOC. Devido à quantidade de trabalho a ser executado, algumas varreduras
foram feitas nos laboratórios do LACAM/UFC, nos do INMETRO e nos do próprio IME.
Os resultados mostraram que as microestruturas dos esboços são muito diferentes
daquelas observadas nos últimos passes e que o aço AISI 409 é mais dependente do tempo
entre passes do que o AISI 430E, no que se refere à heterogeneidade microestrutural e
textural, através da espessura da chapa. O efeito da composição, em particular a presença de
Nb, foi considerado um fator diferencial. Observou-se que, mesmo após todas as reduções por
laminação a quente, permanecem as heterogeneidades através da espessura, na bobina a
quente (BQ), em ambos os aços, em graus diferentes. Este estado microestrutural parece ser
uma das contribuições importantes para o comportamento das chapas finas, após a laminação
a frio e recristalização, subseqüentes.
No Capítulo 5 esses resultados são discutidos com base em trabalhos realizados por
outros autores, a fim de que se possam compreender melhor os mecanismos envolvidos no
processo de laminação a quente dos aços inoxidáveis ferríticos. Em seguida, no Capítulo 6,
são mostradas algumas conclusões a respeito do que foi apresentado e sugestões para
trabalhos futuros.
34
ABSTRACT
In this work the effect of warm rolling on the microstructure, texture, microtexture and
mechanical properties of a Ti-containing I. F. steel is studied. The aim was to investigate the
possibility of a continued rolling processing of this material.
The warm rolling experiments were performed in the laboratories of the Instituto Militar
de Engenharia using material kindly supplied by the Cia. Siderúrgica Nacional. Two working
temperatures, 400C and 600C, and two rolling reductions, 40% and 60%, were used. The
initial material was either as-hot rolled (as-coiled) or normalised at 800C for 30 minutes,
before warm rolling.
Four out of fourteen as-coiled plates were chosen for annealing after warm rolling. The
same was done to two of the normalised ones. Additionally, two samples were cold rolled by
60% and 80%, respectively, and annealed. All samples were annealed in air at 800C for 5
minutes, aiming at recrystallisation.
Optical and scanning electron microscopy, SEM, as well as EBSD/OIM techniques were
used in the characterisation of the materials. Microstructure, texture and microtexture were
recorded and analised. From the EBSD data texture, represented by the cryatallite orientation
distribution function – CODF, R-values, Youngs moduli and yield loci were predicted in
order to characterise the elastic and plastic anisotropies of the materials.
The results show that the texture developed in the ferrite by warm rolling does not depart
markedly from that displayed by the cold rolled material. In general the intensities are slightly
smaller for the former. This was found to agree with data found in the literature.
In Chapter 5 the results are discussed and compared to data found by other workers so
that the phenomena found in warm rolling can be better comprehended. In Chapter 6 some
conclusions and suggestions for future work are summarised.
35
1 INTRODUÇÃO
1.1 GENERALIDADES
Os aços inoxidáveis são uma família de aços que contém um teor mínimo de 10,5%Cr.
Alguns aços inoxidáveis possuem mais de 30%Cr ou menos de 50%Fe. Suas características
de resistência à corrosão são obtidas pela formação de uma camada oxida protetora que
impede o contato do metal base com o ambiente agressivo. Para se atingir as características
desejadas nos aços inoxidáveis, vários elementos de liga, tais como Ni, Níquel, Mo,
Molibdênio, Cu, Cobre, Ti, Titânio, Nb, Nióbio, e outros mais, são adicionados.
Dispõe-se, presentemente, de vários tipos de aços inoxidáveis, dentre os quais se podem
proceder, com facilidade, uma seleção do tipo adequado à aplicação requerida. Conforme a
composição química, bem como características metalúrgicas, é que se agrupam as três
grandes famílias dos aços inoxidáveis: austeníticos, ferríticos e martensíticos. Além dessas
três famílias, também podem ser citados os inoxidáveis duplex e os endurecíveis por
precipitação.
FIG. 1.1 – Diagrama exemplificando alguns dos aços da série 400, (ACESITA, 2005).
36
Os aços da série 300 são os inoxidáveis austeníticos e se caracterizam por apresentarem
estrutura cúbica de face centrada, por não serem magnéticos e por possuírem elevada taxa de
encruamento. Esses aços são, basicamente, ligas Fe-Cr-Ni. Os aços da série 400 são
subdivididos em martensíticos e ferríticos. Estes últimos são basicamente ligas Fe-Cr de
estrutura cúbica de corpo centrado e a laminação a quente de alguns deles é objeto da presente
investigação. A FIG.1.1 mostra características e aplicações típicas desta série.
Dentre os aços ferríticos, a mais utilizada é a série 430. São aços de boa estampabilidade,
desde que ela não seja profunda. Com teor de cromo acima de 16% a sua resistência à
corrosão é excelente. Suas aplicações são restritas àquelas em que sua integridade não fique
comprometida pela formação parcial de martensitas, mesmo com baixos teores de carbono, ou
pela precipitação de carbonitretos de cromo, a chamada sensitização. Isto envolve soldagem e
tratamentos térmicos. Na prática, para contornar este problema, o que se faz é adicionar
elementos de liga estabilizadores, como o titânio e o nióbio, por exemplo.
O uso dos aços ferríticos em estampagem de chapas finas apresenta, há décadas, o
fenômeno de estriamento ou “ridging” – formação de estrias finas superficiais e, às vezes,
corrugamento, na direção de laminação – que inutiliza o produto conformado. Diversos
estudos e investigações têm sido realizados sem completo sucesso.
1.2 ANTECEDENTES
(a) (b) (c)
FIG.1.2 – Mapas de orientação da superfície da chapa do aço AISI 434: (a) geral; (b)
{111}<uvw>; (c) {001}<uvw>.
Em recentes Dissertação de Mestrado e trabalho publicado, Fernando Souza Cândido
(CÂNDIDO, 2004; VIANA, C.S, PINTO, A.L, CANDIDO, F.S, MATHEUS, R.G., 2006)
37
confirmou as relações existentes entre a textura cristalográfica e o fenômeno do estriamento
superficial (assim como o de corrugamento) em chapas finas de aços inoxidáveis ferríticos.
CÂNDIDO comparou a intensidade do fenômeno em três aços, AISI 430A, 430E e 434,
laminados a frio e recozidos (as letras E e A significam aço tipo AISI 430 estabilizado e não
estabilizado, respectivamente.). A FIG.1.2 mostra mapas de orientação superficiais de uma
chapa de AISI 434, obtida por CANDIDO, onde se notam as referidas colônias.
Em experiências preliminares desta tese, com o fim de melhor entender os efeitos do
estriamento na superfície das chapas, alguns corpos de prova do aço AISI 430E utilizado por
CANDIDO foram deformados e observados por MEV (Microscopia Eletrônica de Varredura).
As chapas foram tracionadas a 25%, na direção de laminação e suas superfícies foram
fotomicrografadas, sem qualquer ataque metalográfico. Um grupo foi lixado e polido e outro
não. Para facilitar a visualização do relevo superficial, as amostras foram inclinadas entre 45º
e 60º A FIG. 1.3 mostra as observações de MEV.
Nota-se, nas FIG. 1.3a e 1.3b, que a microestrutura na superfície entra em colapso e
começa a se romper, através de sulcos e trincas, na direção de laminação. Estes sulcos e
trincas resultam, nitidamente, da acomodação plástica entre grãos e colônias. As marcas de
deslizamento são claramente visíveis.
Estas imagens reforçam as observações feitas por CÂNDIDO sobre a natureza do
“ridging” superficial e sua relação com as colônias alongadas de grãos pertencentes,
respectivamente, às fibras {111} e {001}, existentes nas microestruturas recristalizadas destes
aços e estimulam a procura das origens microestruturais antecedentes que levam a esta
situação final.
Apesar dos diversos estudos sobre “ridging”, não se chegou, ainda, a um consenso sobre
as reais condições que levam ao aparecimento do estriamento. Contudo, como o fenômeno é
característico de chapas laminadas a frio e recozidas e as texturas destas chapas são heranças
da laminação a quente, a presente tese de Doutorado propos-se acompanhar o
desenvolvimento microestrutural e microtextural durante esta etapa.
38
(a)
(b)
FIG. 1.3 – Fotomicrografia de MEV da superfície da chapa do aço inoxidável AISI
430 E, laminado a frio, com 25% de tração na direção de laminação, com inclinação de
60º. Aumentos de 1000 X. (a), sem polimento anterior; (b), com polimento.
39
1.3 OBJETIVO
É o comportamento microestrutural do material, durante a sua passagem no laminador
Steckel, que é objeto de estudo nesta Tese. Trata-se de relacionar, por meio de uma análise
qualitativa observacional, o desenvolvimento da microtextura e da microestrutura com os
diversos mecanismos atuantes, durante a laminação a quente dos aços AISI 430E e 409, num
laminador Steckel. Estes materiais foram escolhidos porque o aço 430E já fora estudado em
laminação a frio, na Dissertação de CÂNDIDO, e o aço 409 possui um comportamento, em
relação ao fenômeno do estriamento, menos crítico do que o primeiro.
40
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 OS AÇOS INOXIDÁVEIS
Os aços diferenciam-se entre si pela forma, tamanho e uniformidade dos grãos que o
compõem e, é claro, por sua composição química. Esta pode ser alterada em função do
interesse de sua aplicação final, obtendo-se, pela adição de determinados elementos químicos,
aços com diferentes graus de resistência mecânica, soldabilidade, ductilidade, resistência à
corrosão, entre outros. De maneira geral, os aços possuem excelentes propriedades mecânicas:
resistem bem à tração, à torção, à flexão e, como é um material homogêneo, pode ser
laminado, forjado, estampado, estriado e suas propriedades podem ainda ser modificadas por
tratamentos térmicos ou químicos. Uma das propriedades mais pesquisadas nos aços é a
resistência à corrosão. Neste quadro encontram-se os chamados aços inoxidáveis (NICKEL
DEVELOPMENT INSTITUTE, 2005).
Tradicionalmente, os aços inoxidáveis são ligas de Fe-C-Cr com a particularidade de
possuírem teores elevados de Cr (cromo), até 30%, ou de Cr mais Ni (níquel). Este tipo de aço
é de grande interesse de aplicação em determinados ambientes ou situações, devido à sua
capacidade de resistir à corrosão aliada a algumas propriedades mecânicas. Tanto a resistência
à corrosão, como características de fabricação, podem ser melhoradas por meio da adição de
alguns elementos além do cromo. Há de se observar, entretanto, que nenhum material é
totalmente inoxidável e, em meios corrosivos, sua seleção deve ser realizada com o máximo
de consciência e conhecimento de suas características e comportamento.
Dispõe-se, presentemente, de vários tipos de aços inoxidáveis, onde se pode proceder,
com facilidade, a uma seleção do tipo adequado para aplicação requerida. Conforme a
composição química, bem como de características metalúrgicas, é que estão agrupadas as três
famílias dos aços inoxidáveis: austeníticos, ferríticos e martensíticos. Existem, também, os de
estrutura mista, ou duplex, e os endurecíveis por precipitação (NICKEL DEVELOPMENT
INSTITUTE, 2005).
Neste trabalho, os aços inoxidáveis martensíticos, assim com o os austeníticos, duplex e
os endurecíveis por precipitação serão apresentados somente com suas características básicas,
não tendo os seus estudos aprofundados. Eventualmente serão feitas comparações entre estes
dois tipos de aços inoxidáveis com os ferríticos.
41
2.1.1 AÇOS INOXIDÁVEIS MARTENSÍTICOS
São aços que possuem entre 12 e 17%Cr, com C variando de 0,1 até 1,0%. Na sua
composição ainda podem ser encontrados teores de Ni, até 4,0%, além de Mo, V, Nb, Al e
Cu. Frequentemente são ligados para adquirirem tenacidade e resistência. Entre 950°C e
1000°C são austeníticos, mas tornam-se martensíticos quando resfriados. São tratáveis
termicamente, por terem uma alta temperabilidade, podem ser temperados ao ar, mesmo com
seções elevadas. São normalmente revenidos para combinarem resistência, ductibilidade e
tenacidade. Também podem ser endurecíveis por precipitação.
Suas características principais:
- são ferromagnéticos;
- podem ser trabalhados a quente, especialmente os de baixo carbono;
- têm boa resistência à corrosão. Porém para os aços com teores mais elevados de
carbono a resistência fica comprometida, o que pode ser compensado pelo maior teor de Cr;
- a adição de Ni melhora a sua resistência à corrosão;
- pode ser melhorada a sua resistência à corrosão, devido à possibilidade de se evitar a
precipitação de carbonetos.
2.1.2 AÇOS INOXIDÁVEIS AUSTENÍTICOS
Os aços austeníticos pertencem ao grupo de aços de altíssima resistência à corrosão e à
oxidação a altas temperaturas, devido à presença de Ni, de 8 a 20%, além do Cr, de 18 a 25%
e do baixo teor de C. Também podem ser encontrados percentuais de Mo, Nb e/ou Ti.
São de característica predominantemente austenítica em todas as faixas de temperaturas,
porém, devido à segregação de elementos formadores de ferrita, é comum encontrar-se
alguma ferrita δ. Dependendo da sua composição, a austenita, sob deformação a frio,
transformar-se-á em martensita. Para aços austeníticos com baixos teores de Ni, essa
transformação poderá ser total ou parcial. É possível encontrar-se austenita estável a
temperatura ambiente. Isto porque para aços com cerca de 8%Ni a M
S,
temperatura de início
de transformação martensítica, fica abaixo da temperatura ambiente.
Os aços austeníticos possuem as seguintes características:
- podem ser facilmente soldados;
- possuem alta ductilidade;
42
- possuem elevada resistência à corrosão;
- são adequados para trabalho a elevadas temperaturas, até 925°C. São refratários;
- são adequados para trabalho a baixas temperaturas (inclusive aplicações criogênicas –
abaixo de 0°);
- não são magnéticos.
- não são endurecíveis por tratamentos térmicos;
- apresentam alta taxa de encruamento.
2.1.3 AÇOS INOXIDÁVEIS FERRÍTICOS
A este grupo de aços pertencem as ligas investigadas nesta tese. Os aços ferríticos
possuem o cromo como seu principal elemento de liga, em teores de 10,5 a 30%, com baixo
carbono, no máximo 0,2%. Com isso, a faixa de austenita deixa de existir e estes aços tornam-
se não endurecíveis por têmpera. Podem apresentar teores de Mo, Nb e/ou Ti, todos
ferritizantes, mas não contêm Ni.
Apresentam boa resistência à corrosão e boa estampabilidade. Em alguns casos, os aços
ferríticos podem substituir os austeníticos. Os aços ferríticos do tipo 430, sem elementos
estabilizantes de ferrita, são os únicos que não são totalmente ferríticos. Com isso, quando
resfriados podem apresentar um pequeno endurecimento.
Em termos de tratamentos térmicos, o mais usual é um recozimento para alívio de tensões
provocadas pela conformação a frio. Com o recozimento, atingem sua máxima ductilidade.
Existem faixas de temperatura que são nocivas a este aço. Trabalhar os aços ferríticos em
temperaturas próximas a 475°C pode introduzir fragilidade ao material. Isto porque, próximo
a 475°C há um aumento da dureza e queda da ductilidade provocada pelo surgimento da fase
α’, principalmente nos aços com 25 a 30%Cr. Essa fragilidade pode ser eliminada
reaquecendo-se o material acima de 600°C e resfriando-o rapidamente (LESLIE, W. C.,
1982).
Quando comparados com os aços austeníticos, os ferríticos possuem as seguintes
características:
- são mais econômicos, por não conterem Ni.
- são soldáveis, com alguns cuidados especiais.
- são facilmente conformados (dobrados, cortados, etc.).
- são adequados para temperaturas moderadamente elevadas.
43
- sua resistência cresce ligeiramente com o trabalho a frio (cerca de 50%).
- têm elevada resistência à corrosão sob tensão.
- são ferromagnéticos.
A FIG. 2.1 mostra um exemplo da microestrutura de um aço inoxidável ferrítico
recozido.
FIG. 2.1 – Microscopia óptica de um aço inoxidável ferrítico, tipo 409, oriundo da
laminação a quente no Steckel. Material como recebido.
Aumento de 100X. Reagente de Villela.
2.1.4 AÇOS INOXIDÁVEIS DUPLEX
Os aços inoxidáveis duplex são ligas bifásicas com, aproximadamente, a mesma
proporção entre as fases ferríticas e austeníticas. Seus teores de C são baixos, menos de
0,03%, com adições de molibdênio, nitrogênio, tungstênio e cobre. Os teores de Cr e Ni
variam entre 20 e 30% e 5 e 8%, respectivamente.
A sua resistência mecânica é maior do que a dos aços austeníticos e ferríticos, o que lhes
proporciona a utilização com espessuras menores. A desvantagem destes aços é a não
aplicação em trabalhos onde a temperatura ultrapassa os 300ºC. Também em relação aos
ferríticos, os aços inoxidáveis duplex são mais tenazes e dúcteis.
São largamente utilizados pelas indústrias de petróleo, gás, petroquímica, polpa e papel,
devido sua maior resistência à corrosão por cloretos.
44
2.1.5 AÇOS INOXIDÁVEIS ENDURECÍVEIS POR PRECIPITAÇÃO
São ligas Cr-Ni que podem ser endurecidas por tratamento de envelhecimento. Podem ser
de natureza austenítca, semi-austenítica ou martensítica, dependendo a sua classificação da
microestrutura no estado recozido.
O tratamento de envelhecimento destes aços inoxidáveis é viabilizado pela utilização de
trabalhos a frio e pela adição de elementos de liga como alumínio, titânio, nióbio e cobre.
Sua grande aplicação é na indústria aeroespacial, por causa da sua boa resistência
mecânica, tenacidade e ductibilidade. Sua resistência à corrosão é de moderada a boa.
2.2 O SISTEMA Fe-Cr
FIG. 2.2 – Diagrama de Fases Ferro – Cromo, (OLIVEIRA, T. R., 2003).
.
Os dois principais componentes dos aços inoxidáveis ferríticos são o ferro e o cromo.
Para tanto é importante observar o diagrama de fases Fe-Cr, abaixo, FIG. 2.2.
O sistema Ferro – Cromo possui uma solução sólida cúbica de corpo centrado ao longo
da sua composição e sob a temperatura de 1500°C, exceto em duas regiões. Em altas
temperaturas, 830 – 1400°C, e com um percentual de cromo inferior a 12,7%, existe uma lupa
45
austenítica e, entre 500 e 800°C tem-se a presença de uma fase dura, frágil e tetragonal,
chamada de fase sigma, σ.
O alto desempenho dos aços inoxidáveis é mais bem compreendido quando a análise é
feita sob a ótica do diagrama ternário Fe-Cr-Ni e a influência dos elementos de liga
adicionados.
O sistema ternário é normalmente delineado a partir de duas fases primárias, austenita e
ferrita, que distinguem as famílias de aços inoxidáveis.
Os primeiros elementos a serem adicionados são o Mo, N e C. No caso dos aços
inoxidáveis ferríticos, Ti e Nb. Estes elementos, assim como o Cr, introduzem uma segunda
fase indesejável. Entender quais os efeitos destas fases nos aços inoxidáveis é essencial para o
desempenho dos mesmos.
A FIG. 2.3 mostra uma seção de 1100°C do diagrama ternário Fe-Cr-Ni. Essa seção
apresenta uma razoável relação entre as fases primárias. A região de maior interesse é a que
engloba de 50 a 70% de Fe e de 20 a 30% de Cr. O formato dos campos da Figura 2.3 mostra
uma faixa de composição geral para as famílias de aços inoxidáveis: campo alfa (α),
totalmente ferrítico; campo gama (γ); com a sua totalidade austeníticos e o campo gama mais
alfa (γ + α), caracterizando a região dos aços duplex.
A fase sigma (σ) é a mais encontrada dentre as fases secundárias e, freqüentemente
compromete as propriedades mecânicas e a resistência à corrosão.
Sob condições de equilíbrio, a fase σ pode estar virtualmente presente em todas as três
ligas apresentadas, como mostrado na FIG. 2.4, onde se têm uma seção de 650°C do mesmo
diagrama Fe-Cr-Ni.
46
FIG. 2.3 – Digrama Ternário Fe-Cr-Ni. Isoterma de 1100°C,
(HIGH PERFORMANCE STAINLESS STEELS, 2005).
FIG.2.4 – Digrama Ternário Fe-Cr-Ni. Isoterma de 650°C.
(HIGH PERFORMANCE STAINLESS STEELS, 2005).
47
O que se observa, a esta temperatura, é que a fase σ aparece em grande quantidade no
campo ferrítico e no campo duplex. Devido às taxas de difusão serem rápidas, tanto na ferrita
quanto na austenita, a cinética da reação também favorece a formação da fase σ em
composições que contenham ferrita. A fase σ é particularmente prejudicial à tenacidade da
ferrita, mas, em contra partida, atua de forma contrária na tenacidade e na resistência a
corrosão, quando em presença da austenita.
Para o caso específico dos aços inoxidáveis ferríticos, um bom ponto de partida é o
diagrama binário Fe-Cr, FIG.2.2. Quando o C e o N são estabilizados com o Ti e o Nb, a
posição do “loop” γ é como mostrada no diagrama. Estruturalmente, o aço será constituído de
ferrita mais Cr, com valores de Cr acima de 11%. Quando recozidos, os carbonitretos de
nióbio e titânio surgirão aleatoriamente dentro da matriz ferrítica.
Para essas ligas é possível encontrar fase σ e Cr com cerca de mais de 20%.
Eventualmente, se o percentual de Cr for menor, a ocorrência de fase σ se deve à presença de
Mo na composição. Em ligas comerciais contendo Ti e com prolongada exposição a altas
temperaturas, as evidências das primeiras formações de fase α são detectadas quando o
percentual de Cr está em torno de 12%.
Na ferrita, as primeiras formações de fase α ocorrem com 18%Cr. O Mo e outros
elementos de liga afetam as faixas de estabilidade e a cinética dessas fases e de outras fases
secundárias, geralmente promovendo a formação dessas últimas.
As quantidades relativas de ferrita e austenita são severamente dependentes da
composição química e do histórico de temperaturas da liga. Pequenas mudanças na
composição ou nos tratamentos térmicos podem causar grandes efeitos nas frações
volumétricas dessas fases. Os diagramas de fases, quando concebidos, não levam em conta a
quantidade de elementos de liga adicionados e a sua influência no balanço das fases das ligas
duplex. Contudo, a influência de algumas fases na conformação dos aços austeníticos já é
conhecida e, portanto, podem ser aplicadas aos duplex. Como a ferrita é a fase que se
solidifica primeiro, é possível haver uma quantidade maior de ferrita em equilíbrio, após a
obtenção do produto. O mesmo não se aplica à austenita.
O limite superior da temperatura de estabilização da fase σ, 900°C, é, algumas vezes,
maior nos aços duplex do que nos aços ferríticos. A fase α primária também pode precipitar
nas ligas duplex, formada na fase ferrítica, da mesma forma como ocorre nas ligas ferríticas.
48
O uso de N como elemento de liga nestes aços inoxidáveis pode resultar no surgimento
de nitretos de cromo, especialmente se a quantidade de ferrita for alta.
Assim como nos outros aços inoxidáveis, a fase σ e outras fases secundárias tornam-se
estáveis a baixas temperaturas. Nos aços comerciais, a temperatura máxima em que ainda há
fase σ estabilizada, é próxima a 1050°C, o que é um valor maior do que o encontrado nos
aços ferríticos e duplex. Os limites em que essas fases aparecem dependem da composição
química, taxa de solidificação, efeitos das segregações e dos tratamentos termomecânicos.
Como a grande maioria dos aços comerciais é de natureza austenítica, a probabilidade de
ocorrer uma ou mais dessas fases, torna-se mínima.
2.3 EFEITOS DOS ELEMENTOS DE LIGA
Adicionar elementos de liga a um aço é modificar as suas propriedades, quer seja por
solução sólida com o ferro; quer seja dissolvendo na cementita; quer seja formando
compostos intermetálicos com o ferro; ou ainda, formando óxidos ou inclusões não metálicas.
Um elemento nunca se encontra em um único constituinte. Podendo estar distribuído sob
diversas formas. É difícil prever o que a distribuição dos elementos poderá ocasionar. A
TAB. 2.1, expõe as tendências mais freqüentes, provocadas pela adição e distribuição de
alguns elementos no aço.
Elementos como Ni, Si, Al e Cu são frequentemente encontrados em solução sólida.
Também como solução sólida, mas em grau menor, ou na forma de carbonetos, podem ser
encontrados o Mo e W. No caso de seus teores estarem com um valor elevado, há a
possibilidade de formarem compostos intermetálicos com o ferro (Fe
3
W
2
, FeW, Fe
2
Mo
2
,
FeMo). Outros elementos podem apresentar-se sob a forma de inclusões não metálicas (MnO,
MnS, SiO
2
, Al
2
O
3
, TiO
2
, Fe
4
N).
Os elementos mais comumente encontrados nos aços inoxidáveis são o Cr (Cromo), Ni
(Níquel), Mo (Molibdênio), Ti (Titânio), Nb (Nióbio), Ta (Tântalo), S (Enxofre) e o Se
(Selênio).
49
TAB. 2.1 – Tendências gerais de distribuição dos elementos no aço, (ACESITA, 2005).
Elemento
Em solução sólida
na ferrita
Combinado em
carbonetos
Em inclusões não
metálicas
Em compostos
intermetálicos
Ni Ni - - Ni
3
Si
Ni Ni - - Ni
3
Al
Si Si - SiO
2
-
Al Al - Al
2
O
3
Al
X
N
Y
Zr Zr - ZrO
2
Zr
X
N
Y
Mn Mn Mn MnS, MnO -
Cr Cr Cr Cr
X
O
4
-
W W W - -
Mo Mo Mo - -
V V V V
X
O
4
V
X
N
Y
Ti Ti Ti Ti
X
O
4
TiN
4
C
Z
, Ti
X
N
Y
Nb Nb Nb - -
P P - - -
S S - (Mn,Fe)S, ZrS -
FIG. 2.5 – Influência dos diversos teores de silício nos domínios do campo austenítico,
(CHIAVERINI, V., 2002).
50
Dos elementos citados, o enxofre e o selênio, que são adicionados de forma intencional,
têm a função de melhorar a usinabilidade dos aços inoxidáveis, da mesma forma como ocorre
com os aços para construção mecânica.
O silício tem um duplo papel: primeiro ele eleva a resistência à oxidação em altas
temperaturas; segundo, em teores crescentes, o silício reduz progressivamente o domínio do
campo austenítico, FIG. 2.5. Este fato deve-se a elevação da temperatura da reação eutetóide,
diminuição da solubilidade e do teor de carbono na austenita eutetóide.
Da mesma forma que o silício, o molibdênio causa os mesmos efeitos no aço, FIG. 2.6.
Em geral, este elemento está presente em teores que vão de 2 a 4%, contribuindo efetivamente
para resistência à corrosão dos aços inoxidáveis.
O manganês também aparece na composição química dos aços inoxidáveis. Entretanto,
diferentemente do silício e do molibdênio, a adição de manganês diminui a temperatura e a
composição eutetóides, FIG. 2.7.
O tântalo, assim como o nióbio e o titânio, possui grande afinidade com o carbono e é
estabilizador de estrutura, formando carbonetos mais estáveis. A sua presença previne a
formação de carbonetos de cromo, removendo o principal fator para ocorrência da corrosão
intercristalina. Este dado é importante, principalmente para peças soldadas que, por quaisquer
circunstâncias, não possam ser recozidas após soldagem.
FIG. 2.6 – Influência dos diversos teores de molibdênio nos domínios do campo
austenítico, (CHIAVERINI, V., 2002).
51
O carbono, forçosamente presente em todos os tipos de aço, diminui suavemente a
resistência à corrosão dos aços inoxidáveis, quando está dissolvido. No caso do carbono estar
presente sob a forma de carbonetos livres uniformemente distribuídos, essa resistência sofrerá
uma queda mais acentuada, podendo levar à completa desintegração dos aços inoxidáveis ao
Cr-Ni, se esses carbonetos estiverem precipitados nos contornos de grãos.
FIG. 2.7 – Influência dos diversos teores de manganês nos domínios do campo
austenítico, (CHIAVERINI, V., 2002).
Outro elemento presente nos aços inoxidáveis é o nitrogênio. Sua presença melhora a
soldabilidade e a resistência à corrosão intercristalina de aços com 16 a 19%Cr. É bastante útil
em aços Cr-Ni e Cr-Mn, porque melhora a estabilidade da austenita, em relação à temperatura
de trabalho a frio, provocando uma economia de Ni.
O N é adicionado aos aços inoxidáveis, principalmente, com o objetivo de melhorar a sua
resistência mecânica. As primeiras notícias que se tem de N adicionado aos aços inoxidáveis
datam de 1925 (GUNIA, R. B., 1970). As adições de N tanto podem ser feitas no estado
líquido, conforme mostrado nos trabalhos de PANT, P. e col. (PANT, P. e col., 1987) e de
SIMMONS, J. W., (SIMMONS, J. W., 1996), quanto no estado sólido (BERNS, H. e
SIEBERT, S., 1996). De todos os efeitos destacados do N, o mais forte é o seu poder
austenitizante.
Em seu trabalho, onde tratou das transformações de fase no estado sólido em aços
inoxidáveis duplex e austeníticos contendo altos teores de nitrogênio, MACHADO, I. F.,
(MACHADO, I. F., 1999), mostrou que os aços inoxidáveis dos sistemas Fe-Cr-Ni-N e Fe-
52
Cr-Mn-N possuem o campo de estabilidade da austenita bastante aumentado em relação aos
aços inoxidáveis dos sistemas Fe-Cr-Ni e Fe-Cr-Mn. As composições químicas dos aços
estudados eram de 22,04Cr-2,91Mo-0,021P-5,49Ni-1,72Mn-0,3 a 0,7N. Adicionando-se algo
em torno de 0,7% em peso de N, tanto no estado líquido quanto no estado sólido, um aço
inoxidável com 25%Cr e 5%Ni e estrutura duplex ferrítico-austenítica, são suficientes para
tornar a microestrutura desse aço completamente austenítica. A FIG. 2.8 mostra o efeito
austenitizante do N no sistema Fe-Cr-Ni.
FIG. 2.8 – Fração volumétrica de austenita em função da temperatura, para diferentes
adições de N aos sistemas Fe-Cr-Ni, (MACHADO, I. F., 1999).
Os efeitos benefícios do nitrogênio estão associados à sua presença em solução sólida
(MACHADO, I. F., 1999). Quando se ultrapassa o limite de solubilidade pode ocorrer a
precipitação de Cr
2
N, CrN e Cr
10
(Fe,Ni)
7
N
3
. A precipitação de Cr
2
N pode ocorrer tanto de
forma contínua, como descontínua. Os nitretos que precipitam de forma descontínua possuem
morfologia semelhante à da perlita. A precipitação contínua de Cr
2
N nos contornos de grãos e
nos seus interiores se dá por nucleação e crescimento, quando os aços inoxidáveis possuem
elevados teores de N. A precipitação contínua e a descontínua podem acontecer ao mesmo
tempo, sendo que a primeira inibe o prosseguimento da segunda.
Nos aços inoxidáveis ferríticos, sem estabilizantes, a precipitação de carbonetos e de
nitretos está ligada ao aumento da resistência e a uma perda tanto da tenacidade quanto da
ductilidade, (PICKERING, 1983). Os carbonetos precipitados nos contornos de grãos da
53
ferrita podem provocar uma fragilização e, também, levar a uma corrosão intergranular. Para
evitar que isso ocorra, faz-se uma estabilização com titânio e/ou nióbio. Por outro lado, o
reaquecimento, pode causar uma precipitação de NbC/TiC nas discordâncias, como, por
exemplo, nas regiões termicamente afetadas das peças soldadas.. Estes NbC/TiC formados,
também causam fragilização.
Uma grande quantidade de aços ferríticos, como o 430 e o 434, são produzidos sem a
adição de um elemento estabilizador, Ti e/ou Nb. A utilização destes elementos, como
estabilizadores, começou em 1954. No princípio, considerava-se somente o percentual de
carbono para se definir o quanto de Nb e/ou Ti seria adicionado. Mais tarde, o nitrogênio
também passou a fazer parte dos cálculos de estabilização, isto porque começaram a ser
observadas as formações de nitretos, onde, anteriormente, só se pensava formar carbonetos.
Durante o processamento do aço líquido, onde T > 1500°C, o Ti e o N formam um
composto estável, TiN, que devido à forte afinidade química, não se decompõe ao longo do
processamento posterior do aço. O reaquecimento de placas, em temperaturas superiores a
1200°C, pode provocar a formação de sulfeto de titânio, Ti
1-x
S, nos aços com baixos teores
de C e com Ti em excesso, ainda que em percentuais baixos, qualquer que seja o teor de
enxofre. Esses compostos de enxofre, Ti
4
C
2
S
2
, têm baixa estabilidade e são transformados
durante a laminação a quente, entre 900 e 1200°C, e o bobinamento, entre 600 e 700°C. O
Ti
4
C
2
S
2
prende o C e limita a precipitação fina de TiC, durante o bobinamento.
O Nb é conhecido como um elemento melhorador da resistência mecânica. Desenvolve
boa textura, melhora a qualidade superficial e a conformabilidade, além de ser utilizado como
retardador dos processos de recuperação, recristalização e crescimento de grão. Estes efeitos
ocorrem tanto com o Nb como solução sólida, quanto com o Nb como precipitado.
NOONING, R. G. (1999, p.11) estudou os efeitos de elementos estabilizadores no
comportamento de precipitados em aços inoxidáveis ferríticos AISI 409, estabilizados ao Ti e
ao Ti+Nb, cujas composições químicas eram de 0,0091C-0,0081N-0,22Ti-0,007Nb-11,8Cr-
0,050Ni-0,27Mn-0,39Si e 0,015C-0,013N-0,20Ti-0,150Nb-11,07Cr-0,240Ni-0,31Mn-0,45Si,
respectivamente. Segundo o seu trabalho, devido ao seu baixo percentual de cromo, cerca de
11%, os aços inoxidáveis ferríticos AISI 409 são propensos à transformação da fase
austenítica durante o processamento, sendo que, quanto mais próximas ao “nariz” da lupa
austenítica estiver o percentual de cromo, mais drasticamente poderá ocorrer mudanças nos
balanços das fases ferríticas e austeníticas, durante a laminação a quente.
54
O mesmo autor sugere que esse problema de balanço de fases pode ser dificultado pela
presença de carbono e de nitrogênio no diagrama de fases. Isto porque o C e o N tendem a
deslocar a posição da lupa austenítica a altas temperaturas e para teores maiores de cromo,
como mostrado na FIG. 2.9, e pequenas flutuações de C, N e Cr podem modificar a
quantidade de austenita a altas temperaturas.
FIG. 2.9 – Efeitos do C e do N na lupa austenítica do diagrama de fases Fe-Cr.
2.3.1 EFEITOS DO Cr NOS AÇOS INOXIDÁVEIS FERRÍTICOS
O elemento de liga fundamental é o cromo. Adicionado em teores mínimos da ordem de
11%, sua função básica está relacionada com a formação de uma película impermeável que
protege o aço contra o ataque de agentes agressivos. Seu papel como agente protetor está
ilustrado na FIG. 2.10.
Estudar o sistema Fe-Cr com a introdução de C é uma tarefa complexa. Mais simples é
analisar a variação de teores crescentes de Cr no diagrama Fe-C, como mostrado na FIG.2.11.
O aumento dos teores de Cr provoca um decréscimo do domínio austenítico, tornando-o
praticamente nulo em 20% de Cr. Como conseqüência, tem-se que a possibilidade de
endurecimento por têmpera cada vez menor das ligas Fe-C-Cr com teores crescentes de Cr.
Nos diagramas subseqüentes, FIG 2.12, 2.13 e 2.14, são apresentadas seções transversais
do diagrama ternário Fe-C-Cr, com 6, 12 e 18%Cr, respectivamente.
55
FIG. 2.10 – Passividade dos aços-cromo, expostos durante 10 anos a uma atmosfera
industrial, (ACESITA, 2005).
FIG 2.11 – Efeito do teor de Cr sobre o domínio austenítico, (ACESITA, 2005).
É importante ter o conhecimento das informações que esses diagramas fornecem,
principalmente quando se tratar de aços inoxidáveis com teores de 16 a 20%Cr. Aços com
essa faixa de Cr podem tornar-se quebradiços se resfriados lentamente. Este problema está
associado à precipitação de carbonetos e pode ser evitado reaquecendo o material entre 790 e
850°C, seguido de um resfriamento razoavelmente rápido.
56
FIG 2.12 – Seção transversal do diagrama Fe-C-Cr com 6%Cr, (ACESITA, 2005).
FIG 2.13 – Seção transversal do diagrama Fe-C-Cr com 12%Cr, (ACESITA, 2005).
De forma mais detalhada, as FIG 2.15a e 2.15b apresentam os efeitos do cromo em um
aço com 0,1% de carbono e o efeito do carbono em um aço com 12% de cromo,
respectivamente.
57
FIG 2.14 – Seção transversal do diagrama Fe-C-Cr com 18%Cr, (ACESITA, 2005).
FIG. 2.15 – (a) Efeito do Cr em um aço com 0,1%C; (b) Efeito do C em um aço com
12%Cr.
2.4 PRECIPITAÇÃO
Os precipitados, em particular, nitretos, carbonetos e carbonitretos, exercem um papel
fundamental na evolução da microestrutura durante os tratamentos termomecânicos.
58
Por serem, estruturalmente, cúbicos de corpo centrado os aços inoxidáveis ferríticos
sofrem uma fratura de transição dúctil-frágil, significando um sério obstáculo para o seu
emprego em estruturas que sofram cargas elevadas. Contudo, se C + N < 0,015%, a
temperatura de transição deverá estar abaixo da temperatura ambiente, caso o teor de Cr esteja
em torno de 29%.
Aços ferríticos com baixos teores de intersticiais são menos propensos à corrosão
intergranular, causada pela perda de Cr, durante a formação de carbonetos nos contornos de
grãos. Esta sensitização ocorre após o reaquecimento a temperaturas acima dos 900 °C, onde
a solubilidade do C no Cr, da ferrita, é suficiente para iniciar a precipitação. A sensitização
consiste na precipitação de (Cr, Fe)
7
C
3
ou (Cr, Fe)
23
C
6
nos contornos de grãos. Uma forma de
removê-la é recozer o material entre 650 e 850°C, de modo que os átomos de Cr sejam
difundidos para as regiões de pouco Cr. Outra forma é a estabilização com Ti ou Nb que, por
sua vez, irão formar carbonetos estáveis ao longo da matriz, removendo o C em solução
sólida e prevenindo o aparecimento de Cr
7
C
3
ou Cr
23
C
6.
Em termos de fração volumétrica, os carbonetos de cromo não são estruturalmente
significativos, devido ao fato de os aços inoxidáveis serem fundidos com pouco C. O tipo
mais comum é o M
23
C
6
, que precipita entre 600 e 950°C. É normal encontrar-se um pouco de
Mo nesses carbonetos.
Conforme a TAB 2.2 outros tipos também podem ser encontrados, tais como o M
7
C
3
e o
M
6
C
. A precipitação de carbonetos de cromo do tipo Cr
7
C
3
é responsável pelo retardamento
do “amaciamento” durante o revenido, em torno de 500 °C, de um aço com 12%Cr – 0,1%C.
A maior causa de fragilização está relacionada com a precipitação da fase alfa-primária,
entre 400 e 500 °C. Esta fase é rica em Cr e é responsável pela fragilização que ocorre nos
aços ferríticos e duplex, em torno de 475°C.
A fase alfa-primária é formada por precipitados muito finos, com partículas
submicroscópicas e coerentes com a matriz ferrítica. Diferentemente da fase χ, chi, a fase α’
não pode ser detectada por microscopia óptica. Sua presença é marcada pelo aumento da
dureza, pela redução da tenacidade e da resistência à corrosão. Sua faixa de ocorrência está
entre 350 e 550°C. Sua cinética de formação é mais lenta do que a das outras fases, χ e σ.
A fase σ é formada a partir da degradação do Cr e do Mo presentes nas vizinhanças da
matriz, causando uma redução da resistência à corrosão. Este efeito é ainda mais forte se a
fase σ for formada em temperaturas mais baixas e em tempos reduzidos. Tratamentos de
homogeneização podem minimizar os efeitos para uma pequena quantidade formada durante
59
a solidificação, minimizando os efeitos dessa fase no produto final.
TAB 2.2 – Fases secundárias dos aços inoxidáveis,
(NICKEL DEVELOPMENT INSTITUTE, 2005).
Aço Fase Símbolo Tipo Fórmula
Faixa de T.
(°C)
Estrutura
Parâmetros de
Rede
D Carbeto de Cr - M
7
C
3
(Cr, Fe, Mo)
7
C
3
950 – 1050 ortorrômbica
a = 4,52; b = 6,99;
c = 12,11
A, D, F Carbeto de Cr - M
23
C
6
(Cr, Fe, Mo)
23
C
6
600 – 950 cúbica a = 10,57 – 10,68
A, D, F Carbeto de Cr - M
6
C (Cr, Fe, Mo, Cb)
6
C 700 – 950 cúbica a = 10,93 – 11,28
D, F Nitreto de Cr - M
2
N (Cr, Fe)
2
N 650 – 950 hexagonal a = 2,77; c = 4,46
D Nitreto de Cr - MN CrN - cúbica -
D
Nitreto de Fe-
Mo
- M
5
N Fe
7
Mo
13
N
4
550 – 600 - a = 6,47
A Nitreto de Nb-Cr
Ζ
MN (NbCr)N 700 – 1000 tetragonal a = 3,03; c = 7,37
F
Carbonitreto de
Ti
- MC Ti(CN) 700 – PF cúbica a = 4,32 – 4,24
F
Carbonitreto de
Nb
- MC Nb(CN) 700 – PF cúbica a = 4,42 – 4,38
A, D, F Sigma
σ
AB (Fe, Cr, Mo, Ni) 550 – 1050 tetragonal a = 8,79; c = 4,54
A, D, F Qui
χ
A
48
B
10
Fe
36
Cr
12
Mo
10
(FeNi)36Cr
18
(TiMo)
4
600 – 900 cúbica a = 8,86 – 8,92
D, F Alfa Primária
α’
- CrFe(Cr 61-83%) 350 – 550 cúbica a = 2,877
A, D, F Laves
η
A
2
B (FeCr)
2
(Mo, Nb, Ti, Si) 550 – 900 hexagonal
a = 4,73 – 4,82
c = 7,26 – 7,85
D, F R R - (Fe, Mo, Cr, Ni) 550 – 650 romboédrica
a = 10,903
c = 19,347
D Tau
τ
- - ortorrômbica
a = 4,05; b = 4,84;
c = 2,86
550 – 650
D – Duplex; F – Ferrítico; A – Austenítico; PF – Ponto de Fusão
Os aços duplex e ferríticos podem sofrer fragilização, sob efeito da fase α’, quando em
serviço. Para evitar que isso aconteça, recomenda-se que a temperatura máxima de trabalho
não ultrapasse a faixa de 300°C a 315°C. Além disso, são menos propensos às segregações
oriundas da solidificação. Desta forma, nenhuma fase σ será resultado de precipitação abaixo
da curva solvus. As precipitações costumam ocorrer nos contornos de grão ferrita-ferrita e
ferrita-austenita.
A cinética de formação da fase χ é semelhante a da fase σ, podendo estar presente nos
60
aços ferríticos e duplex, simultaneamente com a fase σ, porém em proporções menores. Ainda
assim, mas de forma menos efetiva, afeta a tenacidade e a resistência à corrosão. Quando bem
desenvolvida, pode-se distingui-la facilmente, pois a fase χ apresenta uma morfologia
aglomerada e mais reflectiva.
YAMADA e col. (YAMADA e col., 2002) estudaram os efeitos dos tratamentos térmicos
na cinética de precipitação dos aços inoxidáveis ferríticos com alto cromo. Trabalharam com
aços com composição química de 9Cr-3,3W-3Co-0,2V-0,05Nb e percentuais de C e N que
variavam de 0,082, 0,100 e 0,120, para o C, e 0,051, 0,026 e 0,001, para o N. As primeiras
amostras foram normalizadas por 0,5h, a 1100
°
C, seguido e um resfriamento ao ar e revenido
por 4 h a 770
°
C. Estas amostras foram denominadas de NT. Outras amostras foram
normalizadas por 0,5 h, entre 1100 e 1200
°
C, depois foram temperadas em água até cerca de
420
°
C, que é a temperatura de início da transformação martensítica desses aços, seguida de
um revenimento. A estas amostras os autores chamaram de QT.
Os resultados desse estudo mostraram a presença de compostos metálicos
correspondentes a M
23
C
6
, formados porque a fase de Laves geralmente nunca precipita nestas
condições de tratamento desses aços. De fato, a quantidade precipitada de M
23
C
6
aumentou
suavemente com o C contido nos aços. Notou-se, também, que a precipitação de M
23
C
6
nas
amostras QT foi menor do que nas amostras NT.
Observações feitas por meio de microscopia de transmissão não revelaram a presença de
fase Laves e nem de precipitados do tipo MX, que são carbonitretos tais como (V, Nb)(C, N).
Com isso, os autores concluíram que as grandes quantidades de precipitados dispersos
correspondiam ao M
23
C
6
.
Quando comparadas às cinéticas de precipitação dos dois aços, revelou-se que a
preciptação de M
23
C
6
é retardada e a de MX, em particular VC, é acelerada nas amostras QT.
Isto porque o M
23
C
6
é formado pela transformação oriundas de fase semi-equilibradas, tais
como M
3
C ou M
7
C
3
nos aços de baixa liga. A transformação do (Fe, C)
3
C para M
23
C
6
é
controlada, principalmente, pela concentração de elementos metálicos como o Cr e o W.
Supõe, os autores, que a formação de M
23
C
6
é acelerada devido a difusão do Cr e do W
também ser acelerada pela exposição à regiões de altas temperaturas durante o resfriamento
ao ar. Por outro lado, Cr e W são encontrados em solução nas amostras temperadas, o que, a
longo prazo, precipita M
23
C
6
com uma composição em equilíbrio no revenido.
61
Embora haja uma “competição” entre a precipitação de MX e a do M
23
C
6
, durante o
revenido, a fração de MX com VC é maior nas amostras QT, o que pode vir a retardar a
formação a formação de M
23
C
6
, causada pela baixa taxa de difusão dos compostos metálicos.
Existem vários métodos de se calcular os produtos de solubilidade dos aços inoxidáveis.
O que interessa, quando se vai escolher a forma de se calculá-los, são as considerações a
serem feitas e quais podem ser atribuídas. Isto se deve ao fato dos métodos possuírem
limitações e, em geral, a termodinâmica que envolve esses cálculos não considera as
interações entre os diversos elementos. A TAB. 2.3 mostra alguns métodos de cálculo dos
produtos de solubilidade. Nesta Tabela, o produto de solubilidade será tratado como Ks.
TAB. 2.3 – Tabela de Métodos de Cálculo dos Produtos de Solubilidade.
Log Ks = A/T + B (T em graus K), (MAUGIS, P. e LEHMANN, J., 1999).
Precipitado Método A B
Petrova/Hudd -10960 5,43
Peterseim - 17% Cr -11600 6,7
Turkdogan -9830 4,33
Taylor -9930 3,9
Termocalc -13565 6,83
Akamatsu -8970 3,46
Pichler -13161 6,017
NbC
LEDEPP -12700 6,02
Petrova/Hudd -12230 4,96
NbN
Turkdogan -12170 4,91
Chino, Wada -12400 4,76
Turkdogan -10230 4,45
TiC
Taylor -9575 4,4
Evans Pehlke -16400 6,19
Narita -16586 5,9
Morita, Kumisada -19800 7,78
TiN
Turkdogan -17040 6,4
Onde A e B são constantes e T é a temperatura absoluta em Kelvin.
Os valores calculados para a estabilização de um aço, seja ele ao Nb e/ou ao Ti, servem
como parâmetros para se definir se estes elementos estão presentes como estabilizadores ou
não. Quando a presença destes está em teores menores do que os necessários para uma
perfeita estabilização, a presença dos mesmos será somente como um elemento presente na
composição química, com efeitos nas propriedades finais.
62
Segundo OLIVEIRA, T. R., (OLIVEIRA, T. R., 2003) não se encontra na literatura os
produtos de solubilidade dos carbonetos e nitretos de titânio e de nióbio, especificamente para
os aços inoxidáveis ferríticos com 11% de cromo. O que se encontra disponível são os
cálculos para precipitação de aços inoxidáveis, a partir de 17%, aços carbonos e IF, com
grandes dispersões de valores.
A partir de 1977, muitas fórmulas de estabilização foram propostas e utilizadas. A
começar por DEMO, J. J. (DEMO, J. J., 1977), que propôs a seguinte formulação:
Nb:C+N = 8 a11:1; Ti:C+N = 6 a 10:1
No mesmo ano, DUNDAS, H. J. e BOND, A. P. (DUNDAS, H. J. e BOND, A. P., 1977),
estudando a estabilização em um aço 18Cr2Mo, sugeriu que:
Nb = 0,20 + 4(C +N); Ti = 0,20 + 4(C +N)
No caso de uma estabilização combinada, os autores sugeriram que se utiliza:
Nb + Ti = 0,20 + 4(C +N)
Já ALBO, H. e col. (ALBO, H. e col., 1977), também em 1977, estudando a estabilização
combinada em um aço 19Cr2Mo e poucos intersticiais, concluíram que o melhor seria
utilizar:
Nb + Ti = 16(C +N)
Em 1980, BARBAZANGES, Y. e col. (BARBAZANGES, Y. e col., 1980) estudaram a
corrosão intergranular em aços com composição química em que os teores variavam de 16 a
18%Cr, de 0 a 2%Mo e de 0,02 a 0,06%(C + N). Ao final, eles sugeriram que, para se evitar a
corrosão intergranuilar teria que ser obedecida a seguinte relação:
Nb > 0,20 + 5(C +N)
KAH, D. H. e DICKINSON, D. W. (KAH, D. H. e DICKINSON, D. W.,1981)
investigaram os efeitos da soldagem e da resistência à corrosão intergranular em aços do tipo
430 e 26Cr1Mo. Para KAH e DICKINSON, a melhor formulação seria:
Ti ≥ 12,5 (C + N); Ti + Nb ≥ 9 (C + N)
Nos dias de hoje, é comum cada indústria ter a sua própria formulação, desenvolvida em
seus centros de pesquisa. A que será utilizada nesta tese é a mesma da ACESITA, que
estabelece a seguinte relação:
Ti ≥ 4 (C + N); Nb ≥ 8 (C + N)
Na prática, a estabilização do 409 é feita com 4(C+N) + 50%(C+N). O objetivo é evitar
problemas de sensitização e melhorar a resistência à corrosão.
63
Existe, também, o que KALTENHAUSER, (KALTENHAUSER, 1971), define como
índice ferrítico, F(α). O índice ferrítico serve como parâmetro para determinar, por meio da
composição química, se o aço inoxidável será ferrítico em todas as temperaturas. Para aços
com 11 e 17%Cr, os índices de F(α) devem ser superiores a 13,5 e 17, a fim de se prevenir da
formação de martensita no resfriamento. F(α) é calculado da seguinte forma:
F(α) = Cr + 8Ti + 6Si + 4(Mo+Nb) + 2Al – 40(C+N) – 4Ni – 2Mn
2.5 A TEXTURA NOS AÇOS INOXIDÁVEIS FERRÍTICOS
A estampabilidade das chapas de aço depende da sua anisotropia e textura. Nos aços
baixo carbono, a alta estampabilidade está associada à presença de grande quantidade de
planos {111}, paralelos à superfície da chapa enquanto a baixa estampabilidade está associada
à grande presença de planos {100}, paralelos à superfície da chapa.
A formação de textura favorável e a conseqüente boa estampabilidade dependem de
fatores como: composição do aço, temperatura de acabamento e temperatura de bobinamento
a quente, porcentagem de redução durante a laminação a frio, velocidade de aquecimento e
temperatura de recozimento após a deformação a frio e aplicação do passe final de
acabamento (FILHO, A. F., 2004).
A textura de recozimento ou de recristalização depende fortemente do grau de redução a
frio que precede o recozimento. Para baixas reduções aparece, junto com a textura {111} //
ND, a textura de Goss (011)<100>. Com o aumento do grau de redução, a textura de Goss é
enfraquecida e a textura {111} // ND é fortalecida. Para reduções muito altas, aparecem
componentes da textura indesejável <100>. Em princípio, pode-se dizer que a textura
resultante da recristalização pode ser resultante da etapa de nucleação ou da etapa de
crescimento (RAY, R. K. e col., 1994).
Os elementos de liga com maior influência na estampabilidade dos aços baixo carbono
são: carbono, manganês, alumínio, titânio e nióbio. O efeito positivo do alumínio está
associado à precipitação de partículas finas nas paredes de células de discordâncias e nos
contornos de subgrãos, retardando a recristalização e causando o aparecimento de grãos
alongados na direção de laminação ("pancake grain structure") e com a textura {111}
desejada. Portanto, é importante que o alumínio e o nitrogênio estejam em solução sólida
antes da deformação a frio. Para que esta condição seja satisfeita, é necessário que se faça um
64
controle apurado das temperaturas de reaquecimento de placas, de acabamento e de
bobinamento durante a laminação a quente da bobina, (FILHO, A. F., 2004).
O titânio e o nióbio são fortes formadores de carbonetos e nitretos. A adição de titânio e
de nióbio aos aços baixo carbono comuns, embora diminua os teores de carbono e nitrogênio
em solução sólida, pode piorar a qualidade de superfície, devido ao aumento da quantidade de
partículas (inclusões) formadas, principalmente de carbonetos e nitretos. Por outro lado, nos
aços com teores extra-baixos de carbono e nitrogênio ("interstitial free"), o efeito de
microadições de titânio e/ou nióbio constitui-se prática já consagrada, (RAY, R. K., e col.,
1994). É importante mencionar que a presença de granulação grosseira antes da deformação
favorece o aparecimento de textura indesejável após a recristalização (HUMPHREYS, F. J. e
HATHERLY, M., 2004).
Os aços ferríticos, usualmente, desenvolvem texturas de fibra. Em muitos casos, é
conveniente apresentar as texturas por meio de diagramas de isointensidades, nas FDOC, com
seções φ
2
= constante, no espaço de Euler descrito por Bunge, conforme apresentado na TAB.
2.4.
RAABE, D. e LUCKE, K., (RAABE, D. e LUCKE, K.,1993), trabalhando com aços
inoxidáveis ferríticos com teores de cromo variando de 11 a 17%, mostraram como a textura
não é homogênea ao longo da espessura da chapa. RAABE, D. e LÜCKE, K. mostraram que
o aumento do percentual de Cr proporciona a formação de uma orientação {112}<110> para
ângulos
φ
maiores na fibra - α.
O entendimento dos mecanismos de formação da textura e das microestruturas é de
grande importância para o processamento dos aços inoxidáveis, em especial os ferríticos.
Como citado anteriormente, a conformabilidade, a estampabilidade, a embutibilidade, são
propriedades muito importantes para os de aços de ferríticos e estão diretamente ligadas às
texturas de recristalização desses aços. Com isso, busca-se uma fibra - γ intensa e homogênea,
para que se possam melhorar as propriedades de estampagem profunda. Orientações
{001}<110>, surgida a partir de uma textura de fibra - α residual; ou uma orientação de Goss,
oriunda de uma banda de cisalhamento, devem ser evitadas, pois induzem uma alta
anisotrópia planar, provocando “orelhamento” durante a conformação. Portanto, torna-se
importante o controle da textura de recristalização por meio da composição química ou dos
processos termomecânicos.
65
TAB. 2.4 - Algumas Texturas de Fibra Características dos Aços Inoxidáveis Ferríticos.
DL = direção de laminação; DN = direção normal ao plano da chapa; DT = direção
transversal da chapa, (RAABE, D. e LUCKE, K., 1993).
Nome da Fibra Eixo da Fibra
Ângulos de Euler
Orientações na Fibra
fibra - α
<110> // DL
ϕ
1
= 0
°
; ϕ = 0 a 90
°
;
ϕ
2
= 45
°
{001}<110> - {112}<110> -
{111}<110>
fibra - γ
<111> // DN
ϕ
1
= 0 a 90
°
; ϕ = 55
°
;
ϕ
2
= 45
°
{111}<110> - {111}<112>
fibra - η
<100> // DL
ϕ
1
= 0°; ϕ = 0 a 90
°
;
ϕ
2
= 0
°
{001}<100> - {011}<100> - Goss
fibra - ξ
<110> // DN
ϕ
1
= 0 a 90
°
; ϕ = 90
°
;
ϕ
2
= 45
°
{110}<112> - {110}<110> - Goss
fibra - ε
<110> // DT
ϕ
1
= 90
°
; ϕ = 0 a 90
°
;
ϕ
2
= 45
°
{001}<110> - {111}<112> -
{112}<111> - {4 4 11}<11 1 8> -
{11 11 8}<4 4 11> - Goss
fibra - β ≈<111> // DN
ϕ
1
= 0 a 90
0
; ϕ = 45
0
a 65
0
;
ϕ
2
= 45
0
{111}<110> - {111}<112> -
{557}<583>
O papel das variáveis de processo, incluindo a quantidade deformação a frio e
recozimento, torna-se cada vez mais importante, uma vez que as suas influências sobre a
textura cristalográfica e sobre a microestrutura afetam diretamente os parâmetros de
estampagem, tais como a anisotropia normal,
R
, e a anisotropia planar, ∆R. YAZAWA, Y. e
col., (YAZAWA, Y. e col., 2003) mostraram a forte relação entre a textura cristalográfica
com fibra {111}<uvw> e
R
.
Como se sabe, uma boa embutibilidade requer um alto valor de
R
e um ∆R próximo a
zero. Por outro lado, os valores de
R
e ∆R estão relacionados com a textura cristalográfica.
Como foi citado acima, altos valores de
R
estão relacionados a uma forte componente da
fibra {111}<uvw> e valores de ∆R são relacionados às tendências ao “orelhamento”. Alguns
autores chegaram à conclusão de que a relação entre o valor de
R
e a quantidade de
deformação a frio poderia ser melhor descrita pela ausência da fibra {100}<uvw>. Nos aços
inoxidáveis ferríticos com 17% de Cr, quando a redução durante a laminação a frio é
66
constante, as texturas produzidas são idênticas, independentemente da composição, embora
umas pequenas variações nas intensidades das texturas possam ser observadas.
Muitos trabalhos têm sido apresentados no sentido de se buscar uma otimização no
controle da textura de recristalização. Alguns sugerem a redução do carbono e o refinamento
da microestrutura de laminação a quente e de recozimento. Outros sugerem que o controle
deva passar pela laminação a frio por meio do monitoramento do tamanho de grão das chapas
laminadas e recozidas, além de uma melhor relação de redução durante o processo de
laminação a frio.
As texturas de recozimento dos aços inoxidáveis ferríticos variam com a deformação a
frio, indo do domínio da componente {110} para {111}, alcançando uma máxima intensidade
em valores próximos a 95% de redução. Componentes do tipo {100} variam com a presença
dos intersticiais C + N. Regiões trabalhadas a frio, com orientações {110}<110> e
{111}<uvw>, recristalizam mais rapidamente do que regiões com orientações {211}<110> e
{100}<uvw>, permitindo um aumento da intensidade da textura de recozimento
{111}<uvw>, pelo consumo das anteriores por estas (YAZAWA, Y. e col., 2003).
LEWIS, D. B. e PICKERING, F. B., (LEWIS, D. B. e PICKERING, F. B., 1983),
estudaram a textura de laminação a frio em aços inoxidáveis ferríticos, com teores de cromo
na faixa de 17 a25%, e concluíram que a textura, aparentemente, não era dependente da
composição química. Para pequenas reduções, a textura de laminação a frio mais forte era
{111}<112>. Quando as reduções foram aumentadas, a textura mudou para {111}<110> e
{112}<110>, com o surgimento progressivo da textura {100}<011>, predominante quando a
redução chegou a 95%. Os autores mostraram que a textura de recristalização desenvolvida
durante o recozimento após a laminação a frio é dependente dos sítios de nucleação presentes
nos grãos recristalizados da ferrita. A nucleação de componentes do tipo {100}<011> é
desenvolvida em grãos pré-existentes deformados com a mesma orientação, enquanto que
orientações do tipo {100}<uvw> são geradas pela nucleação em bandas de deformação.
Quando uma partícula estimula a recristalização, a textura é do tipo {111}<112>.
DAVISON, R. M., (DAVISON, R. M., 1974), trabalhando com aços inoxidáveis
ferríticos com 18%Cr e 2%Mo e baixos teores de intersticiais, mostrou que a textura
{001}<110> aumenta a intensidade com o aumento da redução a frio, enquanto que a textura
{112}<110>, presente após 85% de redução, diminuí com o aumento da redução.
67
CHAO, H., (CHAO, H., 1967), mostrou que a textura predominante em uma chapa de
aço ferrítico solubilizada é do tipo {111}<uvw>, com grãos de orientações {111}<011> e
{111}<112>.
2.6 LAMINAÇÃO A QUENTE DOS AÇOS INOXIDÁVEIS FERRÍTICOS
Muitos aços inoxidáveis são fabricados como produtos planos e qualquer falha durante os
processamentos a quente pode prejudicar o produto final, como, por exemplo, uma baixa
qualidade no acabamento superficial.
O trabalho a quente dos aços inoxidáveis está diretamente ligado com a composição
química e com o seu controle durante a solidificação. Nesta etapa do processo surgem
estruturas colunares, que podem causar problemas durante o trabalho a quente, principalmente
se, durante o esmerilhamento superficial das placas laminadas a quente a camada coquilhada
for removida e, então, revelar uma oxidação ao longo dos contornos colunares.
A temperatura de laminação dos aços ferríticos é, usualmente, mais baixa do que dos aços
austeníticos, a fim de minimizar os problemas de estriamento, que é um efeito da textura
cristalográfica desenvolvida durante a laminação a quente. O estriamento é um conjunto de
bandas paralelas, na direção de laminação. Os seus efeitos, dizem, poderiam ser minimizados
com o refinamento dos grãos e uma orientação aleatória, provocada por temperaturas baixas
de reaquecimento e laminação de grandes deformações. Outro método de prevenir o
estriamento seria a introdução de partículas insolúveis de Nb(CN), que estimulariam a
recristalização de grãos finos e orientações mais aleatórias.
Segundo HAMADA e col. (HAMADA e col., 2003) os efeitos da estrutura de
solidificação inicial sobre o estriamento variam de forma dependente do recozimento que é
feito após a laminação a quente nas chapas. Com o recozimento, amostras de grãos colunares
exibiram um estriamento mais severo do que as amostras de grãos equiaxiais. Por outro lado,
sem o recozimento, não foram observados quaisquer efeitos oriundos da estrutura de
solidificação inicial e as amostras, tanto colunares quanto equiaxiais, apresentaram um leve
estriamento.
O reaquecimento das placas, principalmente nos aços ferríticos, é importante, pois como
estes aços apresentam um contorno de grão colunar grosseiro e bastante frágil, o seu
aquecimento deve ser lento.
68
Para LEHNERT, W. e CUONG, N. D. (LEHNERT, W. e CUONG, N. D., 1995), as
teorias de laminação a quente não avançaram tanto quanto o conhecimento já adquirido na
laminação a frio. Isso se deve às considerações de deformação heterogênea e atrito que são
feitas na laminação a quente. Porém, antes de se chegar a uma chapa de espessura fina, o
lingote passa por diversas etapas de laminação a quente. A primeira delas é a laminação de
desbaste, que transforma o lingote fundido em placas. Esses lingotes são oriundos de
lingotamento contínuo ou convencional (no caso da ACESITA, o lingotamento é contínuo).
A laminação a quente começa com o reaquecimento da placa. A etapa seguinte é o laminador
desbastador, que reduz a espessura da placa de 200 para 28 mm. O produto desta etapa é
chamado de esboço. O esboço será transformado em bobina a quente em um laminador
conhecido por Steckel. Como é a etapa principal desta tese, o laminador Steckel será
apresentado separadamente.
Como foi dito anteriormente, no processo de laminação a quente de um aço comum o
material é processado no campo austenítico. Contudo, os aços inoxidáveis ferríticos com teor
de Cr acima de 14% ou estabilizados, são laminados, em sua totalidade, no campo ferrítico,
uma vez que não interceptam a lupa austenítica apresentada no diagrama Fe-Cr, da FIG. 2.2.
A capacidade de produção de produtos laminados vem crescendo a cada ano. Isso se deve
a melhoria das condições tecnológicas e de processamento das indústrias. Cada vez mais vão
aumentando as exigências do mercado em busca de alta qualidade e baixo custo. Desta forma
torna-se mais necessário o controle dimensional, acabamento final e integridade das
propriedades físicas dos materiais. Um exemplo dessa melhoria tecnológica é a utilização de
laminadores Steckel no processo a quente, FIG. 2.16. Nos laminadores Steckel, ocorre um
processo de laminação múltipla, números ímpares de passes, intermitente, onde os passes de
laminação e os tempos entre passes ocorrem dentro do mesmo espaço físico, sendo que a
placa laminada só deixará este espaço após o último passe.
69
FIG. 2.16 – Laminador Steckel.
O laminador Steckel é uma cadeia de laminação simples constituída por um conjunto
quádruo, com dois cilindros de trabalho e dois de apoio, e duas bobinadeiras, cada qual em
um dos lados da cadeia, que estão enfornadas entre 800 e 1100 °C, com o objetivo de garantir
que todo o processo aconteça sem perdas de temperatura entre um passe e outro e que não
haja um aumento no esforço de laminação.
O controle da espessura final da tira leva a uma especificação dos cilindros de apoio de
acordo com as especificações do cliente. A pressão nos cilindros provoca quase que um
nivelamento do cilindro de trabalho ao longo do arco de contato. Necessário se faz que os
cilindros de laminação e todo restante do conjunto do Steckel apresentem uma robustez e
geometria adequados ao trabalho que vai ser realizado. Isto porque quando a placa, ou a tira
que entra, inicia o processo de laminação, há um esforço da placa sobre os cilindros de
trabalho no sentido de aumentar as distâncias entre os mesmos. Este esforço é compensado
pelos cilindros de apoio. Todavia, essa compensação provoca um aumento na área de contato
entre os cilindros, que poderia vir a prejudicar a laminação, uma vez que a velocidade da
placa, ou da tira que entra, v
1
, e da tira que sai, v
2
, devem ser menores que a velocidade dos
cilindros de laminação, v
L
. Para que isso não ocorra existem os atuadores hidráulicos que
fazem o trabalho de controle das tensões atuantes nos cilindros, FIG. 2.17.
A aplicação de tensões nas tiras, reduz a carga de laminação. A posição do ponto neutro,
local onde a velocidade da tira e dos cilindros é igual, pode ser deslocada aplicando-se
70
tensões, T
1
e T
2
na tira, entre as bobinadeiras e a cadeia de laminação. Aplicando-se T
1
, o
ponto neutro move-se em direção à saída da cadeia, enquanto que a aplicação de T
2
desloca o
ponto neutro para a entrada da cadeia. A posição do pico de cada curva correspondente ao
ponto neutro e a movimentação do ponto neutro são dados em função da tensão aplicada.
FIG. 2.17 – Cadeia de laminação quádrua,
(SCHOLTZ, E., CRAIG, I. K. e PISTORIUS, P. C., 2000).
2.7 MECANISMOS ATUANTES DURANTE A DEFORMAÇÃO A QUENTE
Durante todo o processo de deformação a quente, o que se observa é uma mudança na
geometria do material, desde o lingotamento contínuo até a produção de bobinas a quente.
Contudo, ao mesmo tempo em que essas alterações geométricas, visíveis a olho nu, são
observadas, o material também é submetido à ação de vários mecanismos de amaciamento,
que atuam simultaneamente, ou após, o processo.
Técnicas de laminação dos metais, como o Steckel, que proporciona um controle da
forma e da microestrutura do produto, resultam em um ganho na qualidade e importância dos
futuros processos de conformação. Para tanto, é necessário que se possua uma teoria bem
apurada para que se possam predizer quais mudanças são possíveis de ocorrer durante a
conformação a quente.
As mudanças microestruturais que se desenvolvem durante a deformação a quente podem
ser consideradas como uma combinação de “eventos dinâmicos”, FIG.2.18, os quais
71
acontecem no transcorrer da deformação plástica, e de “eventos estáticos”, que podem ocorrer
entre os passes de uma laminação múltipla ou ao final do processo. No caso do Steckel, é
esperado que os “eventos estáticos” aconteçam após cada passe, dentro das bobinadeiras
(McQUEEN, H. J. e JONAS, J. J., 1975).
FIG. 2.18 – Esquematização dos processos dinâmicos e estáticos que ocorrem durante a
deformação a quente, (McQUEEN, H. J. e JONAS, J. J., 1975).
Estes “eventos”, sejam eles estáticos ou dinâmicos, podem ser divididos em cinco
fenômenos básicos: recuperação dinâmica, recristalização dinâmica, recuperação estática,
recristalização estática e crescimento de grão.
Supondo uma formulação de mudanças microestruturais dinâmicas do laminador Steckel,
o material, quando submetido à deformação a quente, pode ser dividido em duas estruturas: a
estrutura estaticamente recristalizada, incluindo a estrutura original, e a estrutura
dinamicamente recristalizada. Grãos estaticamente recristalizados, entre os passes da
72
laminação, são similares aos grãos da estrutura original, com seus contornos regulares, tanto
que eles podem ser tratados como sendo parcialmente recozidos a partir da estrutura original.
Ao contrário, grãos recristalizados dinamicamente podem ser diferenciados dos grãos de
estrutura estaticamente recristalizada pelos seus contornos serrilhados e irregulares. Eles
podem ser considerados uma estrutura diferente, na qual a recristalização, seja ela dinâmica
ou pós-dinâmica, ocorre simultaneamente à deformação.
2.7.1 RECUPERAÇÃO DINÂMICA
O termo recuperação refere-se às mudanças nas propriedades de um material deformado,
as quais ocorrem antes da recristalização.
Recuperação não está limitada somente à deformação plástica dos materiais, podem
ocorrer em qualquer cristal dentro do qual existe um desequilíbrio causado por uma alta
concentração de defeitos pontuais e de linha. Como exemplos podem ser citados materiais
irradiados e materiais temperados a altas temperaturas. Nesses casos, a recuperação ocorre
subsequentemente ao recozimento, podendo restituir completamente as propriedades e
microestruturas, conforme as condições iniciais.
Os estágios da recuperação não são processos microestruturais simples, mas uma série de
micromecanismos, esquematicamente mostrados na FIG. 2.19.
Um ou todos desses estágios ocorrem durante o recozimento, dependendo do número de
parâmetros (McQUEEN, H. J. e JONAS, J. J., 1975). São esses parâmetros: tipo de material,
pureza, deformação, temperatura de deformação e temperatura de recozimento. Em muitos
casos, alguns desses estágios ocorrem durante a deformação, o que é conhecido como
recuperação dinâmica. Embora os estágios da recuperação tendam a acontecer na ordem
mostrada, existe a possibilidade de sobreposição entre eles.
Durante a recuperação, o material sofre mudanças súbitas que ocorrem em pequena
escala. As microestruturas observadas pela microscopia óptica não revelam muitas mudanças
e, por esta razão, a recuperação é freqüentemente medida de forma indireta, como por
exemplo: mudanças de propriedades físicas e mecânicas.
Muitas propriedades físicas que são alteradas durante a deformação plástica são, depois,
modificadas pela recuperação, como a densidade e resistividade elétrica. Contudo, é difícil
relacionar quantitativamente as mudanças microestruturais que ocorrem durante a
73
recuperação e, quando se trata de energia armazenada, por exemplo, esses parâmetros são
sensíveis a qualquer pequena quantidade de fase transformada durante a recuperação.
FIG. 2.19 – Vários estágios da recuperação de um material plasticamente deformado,
(McQUEEN, H. J. e JONAS, J. J., 1975).
As mudanças microestruturais que ocorrem durante a recuperação afetam as propriedades
mecânicas e por isso, elas são medidas freqüentemente através das mudanças de tensão de
escoamento ou dureza do material, embora essas mudanças sejam pequenas.
A recuperação dinâmica envolve um rearranjo de discordâncias, dividida em dois
processos. No primeiro as discordâncias de sinais opostos são aniquiladas ou formam um
novo arranjo de células com densidade de discordâncias relativamente baixa, com contornos
de alta densidade de discordâncias ao seu redor. Nas temperaturas mais elevadas o
deslizamento cruzado e a escalagem de discordâncias são os responsáveis pela recuperação
dinâmica. A deformação provoca o surgimento de um emaranhado de discordâncias, em uma
estrutura celular, levando a uma estrutura de subgrãos, conforme a deformação vai se
desenvolvendo. A ativação térmica, em maiores níveis, assim como a facilidade de se
produzir deslizamento cruzado e escalagem, facilitam todo esse processo, além das maiores
energias de falha de empilhamento, que auxilia na constrição entre discordâncias dissociadas,
e das conseqüentes mudanças de plano de deslizamento, onde há uma progressão da
deformação plástica, com menor resistência.
74
FIG. 2.20 – Curvas tensão x deformação verdadeiras típicas, mostrando os efeitos da
taxa de deformação e do nível de encruamento para o Ferro ARMCO.
Quando um metal apresenta uma alta energia de falha de empilhamento, a recuperação
dinâmica ocorre de forma rápida, atingindo um estado estacionário. Na FIG. 2.20 pode-se
observar curvas que mostram o formato típico observado em materiais que se recuperam
dinamicamente. A região inicial possui baixos índices de deformação, com os quais o material
endurece de forma significativa, ou não, dependendo da composição química e das condições
de teste, seguidas de um patamar. Neste patamar ocorre um equilíbrio dinâmico entre os
mecanismos de endurecimento e os de amaciamento, sendo o principal a recuperação
dinâmica. A subestrutura deste estado estacionário é produzida pelo rearranjo contínuo de
subcontornos, quer dizer, a aniquilação de subcontornos antigos e a geração de novos
subcontornos, ou repoligonização. O estado estacionário é caracterizado por um tamanho de
subgrão que depende somente da taxa de deformação e da temperatura.
2.7.2 RECRISTALIZAÇÃO DINÂMICA
Alguns metais apresentam baixa e média energias de falha de empilhamento. Para estes
casos a recuperação dinâmica é lenta, permitindo um aumento da densidade de discordâncias
a um nível elevado. Quando se ultrapassa o valor de uma certa densidade crítica, surgem
novos grãos durante a deformação. Este fenômeno é conhecido como recristalização
dinâmica.
75
FIG. 2.21 – Curvas tensão x deformação verdadeiras para um cobre policristalino, com
recuperação dinâmica (
.
ε
= 1,8 x 10
-1
s
-1
), ou recuperação mais recristalização dinâmicas
(curvas que apresentam um máximo).
A exemplificação de um material que sofre recristalização dinâmica pode ser vista na
FIG. 2.21, onde um cobre policristalino, a 450 °C, pode simplesmente sofrer uma recuperação
ou pode, também, recristalizar dinamicamente, após a recuperação, apresentando um máximo
de tensão.
Com menores níveis de deformação, o material poderá apresentar um nível elevado de
encruamento, podendo estar associado a outros mecanismos de aumento de resistência,
necessariamente seguido de uma recuperação dinâmica e de uma queda no valor da tensão,
podendo, esta, ser significativa a partir do início da recristalização dinâmica. A partir daí o
material não precisará mais tensões tão elevadas para o desenvolvimento da deformação
plástica, até a fratura, uma vez que foi amolecido dinamicamente pelos dois principais
mecanismos.
A existência dos picos de tensão, anteriores ao estado estacionário, caracterizam a
presença da recristalização dinâmica. Da mesma forma, a FIG. 2.22 apresenta uma transição
de curvas cíclicas para curvas de um único pico, quando se aumenta a taxa de deformação ou
cai a temperatura.
76
LUTON e SELLARS (LUTON e SELLARS, 1969) definiram essa transição em termos
de uma deformação crítica para que ocorra uma recristalização dinâmica, ε
c
, e da deformação
para se ter 95% de recristalização, ε
x
. A recristalização será completa antes que os novos
grãos comecem a encruar novamente quando ε
c
> ε
x
. Caso contrário, ou seja, ε
c
< ε
x
, muitos
ciclos de recristalização são simultaneamente ativados. SAKAI, J. e JONAS, J. J. (SAKAI, J.
e JONAS, J. J., 1984) mostraram que esta transição está associada a dois diferentes processos
de crescimento de grão. Múltiplos picos são observados durante o crescimento de grão e um
único pico durante o refinamento de grão. A transição acontece quando o tamanho de grão
inicial tem valor igual a duas vezes o tamanho de grão do estado estacionário. No caso do
tamanho de grão inicial ser maior do que duas vezes o tamanho de grão do estado estacionário
induzirá ao um refinamento de grão, enquanto que a situação inversa leva a um crescimento
de grão. Entretanto, os próprios autores chegaram à conclusão que o fenômeno descrito
somente ocorre quando o tamanho de grão varia de 50 a 300 µm.
A cinética da recristalização dinâmica depende de diversos fatores externos e intrínsecos
ao material, entre os quais estão a temperatura, a taxa de deformação, a presença de uma
segunda fase, tamanho de grão cristalino, nível de pureza e o percentual dos elementos de liga
presentes. Estes fatores atuam de forma direta no nível de tensão alcançado na curva
σ
x
ε
e a
deformação crítica para a recristalização dinâmica. A diminuição da deformação crítica para a
recristalização dinâmica está ligada ao aumento da temperatura, a diminuição da taxa de
deformação, estados de tensão mais complexos, menores energias de falha de empilhamento,
menores tamanhos de grãos cristalinos iniciais e maior pureza, no que diz respeito a
elementos de microliga relacionados com fenômenos de endurecimento mecânico. Isto
porque, com um tamanho de grão inicial fino, menores são a deformação crítica e de pico para
a recristalização, devido ao acúmulo mais rápido de discordâncias e a maior área específica de
contornos de grão, por unidade de volume, que induzem a uma cinética de recristalização
dinâmica mais rápida.
77
FIG. 2.22 - Curvas tensão x deformação verdadeiras para um aço com 0,25%C, ensaiado
a 1100°C, em torção.
2.8 MECANISMOS ATUANTES APÓS A DEFORMAÇÃO A QUENTE
Recuperação e recristalização seguintes à deformação a quente, são de grande
importância tecnológica, devido às muitas operações de trabalhos a quente, como a laminação
em multi-passes e recozimentos entre os passes da laminação. Adicionalmente, as taxas de
resfriamento do material são, geralmente, muito baixas na grande escala de operações de
conformação metálica, permitindo que a recuperação, a recristalização e o crescimento de
grão ocorram imediatamente após a deformação a quente.
Da mesma forma que os processos dinâmicos, os estáticos podem ser divididos em
recuperação, que envolve a eliminação de discordâncias em um único evento, e
recristalização, onde um grande número de discordâncias e simultaneamente eliminado, como
resultado da movimentação dos contornos de alto ângulo.
A recuperação estática é a diminuição da densidade e mudanças na distribuição de
discordâncias e outros efeitos que ocorrem durante o recozimento, sem que haja migração de
contornos de alto ângulo. Em temperaturas mais elevadas, as discordâncias introduzidas pela
deformação plástica, movem-se por escalagem ou deslizamento cruzado, formando paredes.
78
A força motriz para este arranjo é a diminuição da energia armazenada, chamada
poligonização
Quando um metal é deformado plasticamente, as discordâncias são reagrupadas,
provocando a eliminação de discordâncias de sinais opostos. Discordâncias de mesmo sinal
movimentam-se nos planos de escorregamento e sofrem “escalagem”, agrupando-se em
subcontornos e, assim, minimizando os campos de tensão elástica. A FIG. 2.23 apresenta o
mecanismo de poligonização,(CAHN, 1970)..
FIG. 2.23 – Representação esquemática do processo de poligonização. (a) como
deformado; (b) após aniquiladas as discordâncias; (c) rearranjo de discordâncias
originando os subcontornos após recozimento.
Durante a poligonização formam-se subgrãos em monocristais e policristais. Quando um
metal deformado é aquecido, as paredes de células transformam-se em subcontornos de grão.
Materiais com baixa EFE, que não apresentam estrutura celular após deformação a frio,
podem apresentar formação de subgrãos no posterior aquecimento. Para esses materiais,
dependendo da temperatura de recozimento, a recristalização pode ocorrer antes que
aconteçam significativa recuperação e formação de subgrãos.
A diferença entre células de deformação e subgrãos é um tanto arbitrária. O principal
critério para diferenciá-los é o grau de ativação térmica envolvido. Uma subestrutura de
subgrãos conta com considerável ativação térmica durante sua formação.
A deformação crítica para a recristalização estática é, geralmente, da ordem de 10%. No
caso de se exceder a esse valor, um período de incubação deverá decorrer antes do processo
79
de recristalização. O quanto esse período de incubação irá durar, depende da temperatura e da
quantidade e natureza da deformação presente. O que quer se dizer é que se a deformação
crítica for maior que 10%, a recuperação estática poderá ocorrer somente durante o período de
incubação subseqüente a recristalização. Futuramente, se a deformação crítica para a
recristalização não for atingida, a recuperação não será totalmente processada, saturando a
restauração microestrutural em níveis abaixo de 100%, isto é, total restauração não pode ser
processada somente com a recuperação.
FIG. 2.24 – Efeitos da temperatura na taxa de recuperação estática em um aço com
0,42%C.
Outros parâmetros que afetam a recuperação são a temperatura, a deformação, a taxa de
deformação e a composição química. A influência da temperatura é ilustrada na FIG. 2.24,
para um aço de médio carbono. As curvas de recuperação representam ciclos de restauração
ocorridos após uma pré deformação de 14%. O efeito da temperatura na taxa de recuperação é
evidente, tanto que a quantidade de energia motriz armazenada decai com o aumento da
temperatura de deformação. Aparentemente, a taxa de recuperação diminui com o tempo,
indicando que a energia armazenada é progressivamente reduzida durante a recuperação.
Devido ao fato de a energia motriz para recuperação ser diferente para as diferentes
temperaturas de deformação, fica difícil determinar a energia de ativação associada com a
recuperação estática após a deformação em altas temperaturas. De um modo geral, o aumento
da carga de deformação aumenta, também, a taxa de recuperação até atingir um estado de
80
escoamento constante. Isto pode ser atribuído ao aumento assistido da densidade de
discordâncias e, por isso, a força motriz aumenta com a deformação, até o equilíbrio. Outros
efeitos da força motriz são mostrados na FIG. 2.25, onde duas diferentes taxas de deformação,
diferentes em magnitudes, são empregadas para produzirem uma pré deformação. Neste caso,
pode-se observar que, para uma temperatura fixa, a taxa de recuperação aumenta com a
energia armazenada, isto é, com a taxa de deformação subseqüente.
FIG. 2.25 - Efeitos da temperatura na taxa de recuperação estática em um aço com
0,10%C.
A recuperação estática é difícil de ser observada e estudada, devido ao fato do seu
desenvolvimento não ser facilmente acompanhado por metalografia óptica. Mais difícil ainda,
do ponto de vista microestrutural, é a ocorrência da recristalização estática. Um bom exemplo
disso são os resultados obtidos e apresentados na FIG. 2.24. Na FIG. 2.25a pode-se observar o
efeito da temperatura no tempo de incubação. Nesses experimentos, a interrupção da tensão
de escoamento, e, portanto, da força motriz, foi mantida aproximadamente constante, com
sutis variações da taxa de deformação, para cada série de testes.
A recristalização pode ser definida como a eliminação de defeitos cristalinos através da
migração de contornos de alto ângulo. O principal potencial termodinâmico para que a
recristalização ocorra é a energia armazenada na deformação. Quando há a formação de uma
81
região livre de defeitos circundada por um contorno de alto ângulo, a recristalização
prossegue por um crescimento desse núcleo sobre a matriz encruada.
O crescimento das regiões recristalizadas pela migração de contornos de alto ângulo
continua até que os grãos recristalizados se toquem mutuamente, como mostrado na FIG.
2.26.
O conhecimento disponível sobre a recristalização foi sintetizado forma de sete “leis”,
(BURKE, J. E. e TURNBULL, D., 1952).
1) Para que a recristalização ocorra, é necessária uma deformação plástica mínima;
2) Quanto menor o grau de deformação, mais alta é a temperatura para início da
recristalização;
3) Quanto mais longo o tempo de recozimento, menor é a temperatura necessária
para ocorrência da recristalização;
4) O tamanho de grão final depende, fortemente, do grau de deformação e,
fracamente, da temperatura de recozimento. Quanto maior o grau de deformação
e/ou menor a temperatura de recozimento, menor será o tamanho de grão final;
5) Quanto maior o tamanho de grão original, maior é o grau de deformação
necessário para que a recristalização se complete no mesmo tempo e temperatura
de recozimento;
6) O grau de redução necessário para se obter um mesmo endurecimento por
deformação, encruamento, aumenta com o aumento da temperatura de
deformação. Para um dado grau de redução, quanto maior a temperatura de
deformação, maior é a temperatura de recristalização e maior é o tamanho de grão
final;
7) O aquecimento continuado após o término da recristalização causa crescimento de
grão.
A estas devem ser acrescentadas as duas importantes observações feitas por CAHN:
a) “Deslizamento uniforme, mesmo em grande proporção, deixa os cristais de um
metal imune à nucleação. A presença de desorientações localizadas (gradiente de
deformação), dentro do cristal, é um pré-requisito essencial para a nucleação da
recristalização”;
b) “Os núcleos se formam em regiões de máximo gradiente local de deformação, as
quais são também regiões de máxima desorientação. Estes dois fatos estão sempre
juntos porque grande gradiente de deformação implica em alta concentração de
82
discordâncias do mesmo sinal (quer aleatórias ou em subcontornos), o que implica
em grandes desorientações”.
Estas observações são à base dos mecanismos de nucleação atualmente reconhecidos.
FIG. 2.26 – Representação esquemática da recristalização. (a) início da recristalização;
(b) 50% recristalizado; (c) recristalização completa.
FIG. 2.27 - Efeitos da temperatura de deformação na recristalização estática.
O efeito da temperatura na taxa de recristalização não pode ser visto tão claramente,
devido ao uso de uma escala logarítmica para o tempo, FIG. 2.27. Contudo, tem-se a idéia de
que um aumento na temperatura de 50 °C, provoca uma queda no tempo de recristalização e,
por conseguinte, um aumento na taxa de recristalização.Aumentando-se a taxa de deformação,
decai o tempo de incubação e aumenta a taxa das recristalizações subseqüentes. A FIG. 2.28
apresenta o exemplo de um aço ao nióbio. Para um material deste tipo, no qual existem
partículas precipitadas, o decaimento da taxa de deformação pode permitir que uma
precipitação maior apareça durante a deformação. Assim, a retardação do fenômeno,
associada à queda da taxa de deformação, pode ser atribuída ao aumento da densidade de
partículas durante a restauração microestrutural.
83
Grãos mais finos são produzidos durante a deformação em altas taxas de deformação e
baixas temperaturas, por causa do tamanho reduzido de subgrãos formados pela recuperação
dinâmica. Para deformações entre as deformações críticas da recristalização estática e
dinâmica, o aumento da taxa é atribuído diretamente ao aumento da força motriz Em grandes
deformações, contudo, parte desse aumento da taxa é atribuído a substituição da
recristalização estática, clássica, que requer um tempo de incubação, por uma recristalização
dita metadinâmica ou pós- recristalização dinâmica.
Os sítios preferenciais de nucleação da recristalização estática são regiões fortemente
deformadas, próximas aos contornos de grãos e maclas. Na recristalização metadinâmica não
existe o período de incubação, uma vez que os núcleos são formados dinamicamente. Neste
caso, quando se atinge a deformação crítica, os núcleos formados crescem livres de tensões.
FIG. 2.28 – Efeitos da taxa de deformação, s
-1
(∆ = 8 x 10
-2
, com 0,25%C, ▲ = 8 x
10
-3
, com 0,25 %C, ○ = 8 x 10
-2
, com 0,10%C, ● = 8 x 10
-3
, com 0,10%C), e da
deformação interrompida na recristalização de um aço com 0,07%Nb.
TSUZAKI, K. e col. (TSUZAKI, K. e col., 1990) estudaram a recristalização estática de
um aço ferrítico, com 19% de Cr. A recristalização ocorreu após a laminação a frio de cristais
colunares, com textura {001}<uvw>. Eles examinaram os efeitos da orientação inicial em
cada grão de cristais colunares, antes da laminação. Foram preparados corpos de prova com
450 µm de diâmetro, a partir do lingote. Depois foram laminados na direção normal (DN),
paralela à direção longitudinal (DL) dos cristais colunares <001>. Corpos de prova de cristais
equiaxiais, com diferentes tamanhos de grão (40 e 760 µm) foram preparados para serem
84
comparados. Todos os corpos de prova foram laminados a frio, com 70% de redução e
recozidos a 700 °C.
Os corpos de prova de cristais colunares apresentaram uma textura {001}<uvw>, antes da
laminação, e {001}<110>, após a laminação. Estes mesmos cristais recristalizaram mais
“suavemente”, comparativamente com os outros dois.
O desenvolvimento da recristalização e o tamanho de grão recristalizado mostraram-se
diversificados entre os cristais colunares iniciais. Geralmente, a recristalização mostrou-se
mais rápida nos grãos com orientações próximas a {001}<010> e mais lenta nas orientações
próximas a {001}<110>. Este resultado indica que o desenvolvimento da recristalização, em
cada grão colunar, depende fortemente da orientação inicial.
Nesta mesma situação, ou seja, sem recozimento após laminação a quente, a região de
deformação criada em torna da fase α’, que é dura, durante a laminação a frio não sofreu
influências da estrutura de solidificação inicial e nem da microestrutura anterior à laminação a
frio. As amostras com grãos colunares, com orientação inicial {001}<uv0>, apresentaram
uma forte textura {001}<110>, após laminação a quente e recozimento. As colônias de grãos
com orientações {001}<110> e {112}<110> só foram identificadas após a laminação a frio,
seguida de recozimento. Porém, sem o recozimento que se segue a laminação a quente das
placas, as amostras de grãos colunares e equiaxiais mostram uma textura mais ou menos
aleatória.
Trabalhando com ferro de alta pureza, 99,995% em peso, VENTURELLO, G. e col.,
(VENTURELLO, G. e col., 1963), estudaram os efeitos provocados pela adição de pequenas
quantidades de carbono, 50 a 860 ppm, nos processos de recuperação e recristalização. Foi
constatado que o C retardou, de forma considerável, a recuperação. Contudo, os efeitos na
recristalização foram pequenos, se comparados com os efeitos de solutos substitucionais. O
carbono provocou uma queda de 20% na velocidade de migração dos contornos de alto
ângulo. Porém, quando o teor de carbono ultrapassava o limite de solubilidade, os carbonetos
precipitados aceleravam a nucleação da recristalização.
ANTONIONE, C., e col., (ANTONIONE, C., e col., 1964), fizeram estudo semelhante ao
anteriormente descrito, aplicado ao N, ao invés do C. As quantidades adicionadas de
nitrogênio foram na faixa de 17 a 410 ppm. Os efeitos foram semelhantes, ou seja, retardo
considerável do processo de recuperação e pouca influência na recristalização. Comparando-
se os efeitos do C e do N, os efeitos do C foram mais acentuados. Por outro lado, quando o
85
limite de solubilidade era superado pelo teor de nitrogênio, os nitretos precipitados
aceleravam a nucleação da recristalização.
Quando a recristalização primária termina, a estrutura ainda não está estável e o
crescimento dos grãos se inicia. A força motriz para este fenômeno é a redução da energia
armazenada nos contornos de grão. Esta energia é bem menor que aquela que causa a
recristalização e, portanto, a velocidade do movimento dos contornos de grão, durante o
crescimento, é menor do que velocidade que ocorre durante a recristalização. A ação de
partículas sobre a migração dos contornos apresenta-se também mais influente, neste caso.
O crescimento normal pode ser estabilizado por uma dispersão de partículas finas de
diâmetro médio, d. Contudo, é preciso que, de algum modo, alguns grãos se libertem do
ancoramento promovido pelas partículas, o que pode ocorrer se as partículas se tornarem
instáveis ou sofrerem coalescimento, na temperatura do tratamento, (LESLIE, W. C., 1982).
RIOS, P. R., (RIOS, P. R., 2003), sugere que a matriz contém uma dispersão de partículas
que exercem uma força de ancoramento que retarda ou impede o crescimento de grãos,
FIG. 2.29. As partículas têm um forte efeito de ancoramento de subcontornos e contornos de
alto ângulo. A pressão de ancoramento é determinada principalmente pelo tamanho, fração
volumétrica e distribuição das partículas. Em muitas ligas comerciais, a temperatura na qual o
crescimento de grão é elevado é também suficientemente alta para causar a dissolução de
partículas instáveis, o que libera os grãos para o crescimento, em geral, de modo acentuado.
Uma análise simples pode ser obtida a partir do trabalho de Smith, (LESLIE, W. C.,
1982). Supõe-se que a pressão de ancoramento exercida por uma partícula esférica estável,
de diâmetro d = 2.r, sobre uma unidade de área do contorno seja dada por:
P
z
=
d
F
V
γ
.3
Se essa pressão for igualada à pressão para o crescimento, P, a taxa de crescimento
será dada por:
dt
dR
= M.γ (
dR
F
V
.3
−
α
)
Aqui, R é o raio de curvatura do contorno de grão e γ é a energia do contorno.
Observa-se que essa taxa de crescimento é, inicialmente grande, quando R é pequeno,
mas decresce com o aumento do tamanho do grão. É interessante observar que o crescimento
de grão se contornos se estabilizará quando
d
R
F
V
.3
=
α
.
86
Se R = D / 2 , onde D é o tamanho de grão médio, tem-se, para o tamanho de grão
limite de Zener, D
Z
:
D
Z
=
F
V
d
.3
..2
α
=
F
V
d
.3
.2
, se α = 1.
FIG. 2.29 – Diagrama de ancoramento dos contornos em partículas indeformáveis,
utilizando o mecanismo de Orowan, (NOONING, R. G., 1999).
87
3 MATERIAIS E MÉTODOS
3.5 MATERIAIS
Os materiais utilizados neste trabalho foram aços inoxidáveis ferríticos, AISI 409 e AISI
430E, este último estabilizado ao Nb, fornecidos pela ACESITA, na forma espécimes
retirados do esboço desbastado e da bobina a quente (BQ). Ao final do desbaste, a ponta da
placa desbastada foi cortada e deixada resfriar ao ar. Desta ponta é que foram retiradas
amostras para os estudos presentes. As amostras do esboço foram utilizadas numa simulação
da laminação a quente de um laminador Steckel.
Para se entender esta simulação, é importante conhecer o procedimento industrial. A FIG.
3.1 apresenta um fluxograma representativo de como a ACESITA processa estes dois aços.
FIG. 3.1 – Fluxograma representativo do processamento dos aços AISI 409 e
AISI 430E da ACESITA.
As placas a serem laminadas a quente, doravante chamadas de esboço, são oriundas de
lingotamento contínuo e têm 200 mm de espessura, 1280 mm de largura e são processadas em
88
uma faixa de temperatura entre 1530 e 1580ºC. Após serem lingotadas, as placas ficam em
compartimentos aquecidos, onde aguardam a etapa seguinte, o desbaste. Ao serem
reaquecidas até 1120-1180ºC as placas são desbastadas, com 7 a 9 passes, até chegarem a uma
espessura de 28mm. A temperatura final de desbaste fica entre 980 e 1130ºC. Este produto do
desbaste é denominado de esboço. O esboço segue do desbaste diretamente para a laminação
a quente no Steckel. Ao fim da laminação a quente o produto deverá ter uma espessura
variando de 3 a 6 mm, após 5 passes, para o aço 409, em uma faixa de temperatura que vai de
900 a 980ºC, ou, após 7 passes, para o aço 430E, numa faixa de temperatura de 800 a 880ºC.
As FIG. 3.2 e 3.3 apresentam exemplos de fotografias de esboços dos aços 409 e 430E,
como recebidos. A composição química dos aços é apresentada na TAB. 3.1.
Como esses aços têm uma baixa presença de elementos intersticiais e tendem a formar
precipitados de Nb e/ou Ti, as propriedades mecânicas são fortemente dependentes das
condições de processamento, principalmente quando comparadas as dos aços comuns,
também laminados a quente. Desta forma, torna-se importante o ajuste de parâmetros de
laminação a quente, tais como temperaturas de processamento e de encharque, quantidade de
deformação e número de passes, assim como o tempo entre estes.
FIG. 3.3 – Esboço do aço inoxidável
ferrítico 430E. Seção transversal.
Ataque com Vilella.
FIG. 3.2 – Esboço do aço inoxidável
ferrítico 409. Seção transversal.
Ataque com Vilella.
Além das amostras de esboços, também foram entregues outras amostras oriundas de
bobinas a quente, BQ, ou seja, amostras retiradas no final da laminação do Steckel, tanto do
aço 409, quanto do 430E.
89
TAB.3.1 – Composição química dos aços inoxidáveis ferríticos, 409 e 430E, fornecidos
pela ACESITA.
Aço
C(%) N(%) Mn(%) Si(%) Cr(%) Ni(%) Nb(%) Ti(%) P(%)
409
0,007 0,007 0,13 0,42 11,17 0,14 0,017 0,148 0,023
430E
0,018 0,022 0,206 0,324 16,23 0,289 0,3633 0,0104 0,032
A FIG. 3.4 apresenta um exemplo de amostra retirada da BQ.
FIG. 3.4 – Amostra de BQ do aço inoxidável ferrítico 430E,
laminado industrialmente a quente com 7 passes.
3.2 SIMULAÇÃO DA LAMINAÇÃO A QUENTE
Querer reproduzir em laboratório o que é praticado nas linhas de produção é inviável para
os dias de hoje, pois seriam necessárias altíssimas reduções, tanto por passes quanto no total.
Porém, nada impede que esses parâmetros sejam os mais semelhantes possíveis aos
parâmetros aplicados na prática, o que faz da simulação uma alternativa vantajosa.
Os parâmetros de temperatura de processo e de forno, além dos percentuais de redução
em cada passe praticados na simulação, foram próximos aos adotados na prática da laminação
a quente no Steckel, restando definir os tratamentos após cada passe e os tempos entre passes.
Esses tempos são importantes, pois eles são estimados como sendo os tempos mínimos
necessários para que as amostras retornem à temperatura de trabalho, na enfornadeira.
Antes de se iniciar a laminação, foi necessário aferir o tempo que o forno leva para atingir
a temperatura desejada. Para tanto, utilizou-se um termopar fixo à lateral do esboço, seção
longitudinal, FIG. 3.5. Na outra extremidade ficou acoplado um aparelho para leitura de
dados, neste caso, tempo e temperatura. Os dados foram armazenados em disquetes e depois
transformados em gráficos onde foram feitas as interpretações dos resultados.
90
Especificamente, o que se procurou descobrir é quanto tempo o forno leva para atingir a
temperatura de encharque da laminação de cada um dos aços. As temperaturas de
aquecimento e de encharque dos aços 409 e 430E foram, respectivamente, 950 e 870°C. Estas
temperaturas são calculadas conforme a composição química de cada material. Como as
leituras de temperatura do forno são feitas em relação às suas paredes, onde estão localizadas
as resistências, enquanto que as amostras são posicionadas no centro, onde a temperatura é
menor, adicionou-se 8°C à temperatura do forno.
FIG. 3.5 – Termopar a ser acoplado à amostra, em sua seção longidutinal. Os dados a
serem analisados ficam armazenados em disquetes colocados no aparelho.
Em relação ao encharque anterior ao início da laminação, o tempo que melhor simula as
condições reais é o de 20 minutos, para ambos os aços, segundo prática da ACESITA. Nos
passes seguintes, as medidas de temperatura foram feitas com o auxílio de um termopar
óptico que incide um “laser” sobre a superfície da placa e faz a leitura da temperatura. A
diferença entre a temperatura da peça no forno e a temperatura de laminação é de cerca de
20°C, o que, pela proximidade do forno com a cadeira de laminação, propicia uma margem de
segurança para se laminar na temperatura escolhida.
Para otimizar as condições de laminação em diferentes temperaturas, o trabalho de
simulação começou pelas amostras com 5 passes, para aço 409, e 7 passes, para o aço 430E.
As TAB. 3.2 e 3.3 e os diagramas das figuras a seguir resumem o trabalho realizado na
simulação.
91
TAB. 3.2 – Simulação da laminação do aço inoxidável ferrítico 409.
TAB. 3.3 – Simulação da laminação do aço inoxidável ferrítico 430E.
92
FIG. 3.6 – Diagrama de laminação das
amostras com 1 passe, temperadas após a
laminação e após 5 min de forno. AISI 409.
FIG. 3.7 – Diagrama de laminação da
amostra com 2 passes, temperada após
5 min de forno. AISI 409.
FIG. 3.9 – Diagrama de laminação da
amostra com 4 passes, temperada após
3 min de forno. AISI 409.
FIG. 3.8 – Diagrama de laminação das
amostras com 3 passes, temperadas após a
laminação e após 4 min de forno. AISI 409.
FIG. 3.10 – Diagrama de laminação das amostras com 5 passes, resfriada ao ar e
temperada após a laminação. AISI 409.
93
FIG. 3.12 – Diagrama de laminação da
amostra com 2 passes, temperada
após 5 min de forno. AISI 430E.
FIG. 3.11 – Diagrama de laminação das
amostras com 1 passe, temperadas após a
laminação e após 5 min de forno. AISI 430E.
FIG. 3.13 – Diagrama de laminação das
amostras com 3 passes, temperadas após a
laminação e após 5 min de forno. AISI 430E.
FIG. 3.14 – Diagrama de laminação da
amostra com 4 passes, temperada
após 5 min de forno. AISI 430E.
FIG. 3.16 – Diagrama de laminação da
amostra com 6 passes, temperada
após 3 min de forno. AISI 430E.
FIG. 3.15 – Diagrama de laminação da
amostra com 5 passes, temperada
após 4 min de forno. AISI 430E.
94
FIG. 3.17 – Diagrama de laminação das amostras com 7 passes, resfriada ao ar e
temperada após a laminação. AISI 430E.
3.3 LAMINAÇÃO DAS AMOSTRAS
Para o aço 409, o tempo que o forno levou para atingir a temperatura de 958°C foi de
aproximadamente 25 min. Atingida esta temperatura, a amostra do esboço de 409 foi
colocada no forno, onde permaneceu por 20 minutos, antes do primeiro passe.
A primeira amostra, com 5 passes, foi laminada com uma redução de 28 para 20 mm,
28,57%, e depois retornou ao forno por 5 minutos. Como as amostras perdem em torno de
70
°C, em cada passada, nos primeiros passes o tempo de retomada da temperatura foi de
5min. Os tempos entre o antepenúltimo e penúltimo passe e entre o penúltimo e o último,
foram de 4 e 3 minutos, respectivamente. Isto porque, nos últimos passes, com as espessuras
menores, a retomada de temperatura foi mais rápida. Para facilitar a laminação, os cilindros
foram aquecidos em torno de 40
°C, diminuindo as perdas de temperatura e facilitando a
passagem das placas pelos cilindros de laminação.
Todas as amostras foram temperadas em água, a 20
°C, após o reenfornamento posterior à
laminação. Exceção feita às amostras dos últimos passes, ou seja, 5
° passe para o aço 409 e 7°
passe, para o aço 430E, que foram resfriadas tanto ao ar como em água, diretamente após a
laminação. Além dessas, duas outras amostras, uma com um passe e outra com três passes,
para ambos os aços, foram também resfriadas em água, diretamente após a laminação.
O objetivo de se temperar uma placa laminada é o de “congelar” a microestrutura, antes
que ela sofra uma nova redução.
Este mesmo processo foi repetido para uma outra amostra com 5 passes. A diferença
ficou por conta no resfriamento final, onde, após o último passe, a placa foi resfriada ao ar,
95
conforme a condição industrial. É importante não esquecer que o resfriamento na condição
industrial é de uma bobina a quente, com um “volume” de aço muito maior do que o da placa
simulada.
Nas laminações subseqüentes os trabalhos de simulação foram repetidos e interrompidos
ao final do 4
o
, 3
o
, 2
o
e 1
o
passes, respectivamente. Ao final de cada passe, as placas laminadas
retornaram ao forno, como se fossem sofrer uma nova redução. Porém, ao saírem do forno, as
placas foram resfriadas em água.
Duas outras amostras foram laminadas, uma com 1 passe e outra com 3 passes. Estas
duas amostras foram resfriadas em água logo ao final do 1
o
e do 3
o
passe, respectivamente.
Quanto aos esboços, uma amostra foi reaquecida a 950°C e resfriada em água, enquanto a
outra, analisada conforme recebida. O objetivo foi analisar como estaria a microestrutura
antes de iniciar a simulação.
O procedimento para a laminação do aço 430E seguiu conforme foi feito para o aço 409.
Os únicos detalhes a serem observados seriam as temperaturas e tempo de encharque no
forno, temperatura de laminação, os tempos entre passes e as reduções intermediárias.
Contudo, mesmo estes parâmetros tendo valores diferentes dos anteriores, a sua forma de
aquisição seguiu os mesmos moldes do que fora feito primeiramente.
Começando pela definição das temperaturas de aquecimento no forno e de encharque,
além da temperatura de laminação, as quais foram definidas como sendo 878ºC (870ºC +
8ºC do delta do forno) e 850ºC, e de onde saíram os tempos de enfornamento. O tempo de
encharque, mesmo sendo para uma temperatura menor, também foi adotado como sendo de
20 minutos. Desta forma, conforme visto no gráfico da FIG. 3.18, o tempo de aquecimento do
forno, ou de enfornamento, foi definido como sendo de 30 minutos.
As reduções intermediárias ficaram dependentes do número de passes adotados. Com a
temperatura de laminação é mais baixa, quando comparada a do 409, este aço não é tão fácil
de ser laminado quanto o anterior, a sua laminação, na prática, foi feita em sete passes,
mantendo-se, também, os cilindros aquecidos em cerca de 40ºC.
96
FIG. 3.18 – Curva de aquecimento do forno para o aço AISI 409, (a), e AISI 430E, (b).
Os tempos entre passes, utilizados para reaquecer as placas laminadas, foram definidos
como sendo de 5 min, até o quinto passe. Daí em diante foram utilizados tempos de 4 min,
entre o quinto e o sexto passes, e 3 min, entre o sexto e o sétimo passes.
Os tratamentos finais também seguiram conforme os do 409, ou seja, todas as amostras,
até a amostra com 6 passes, foram reaquecidas a 878ºC e temperadas em água logo em
seguida. Das duas amostras com 7 passes, uma foi resfriada ao ar, e outra temperada em água,
logo assim que foi dado o último passe. A estas oito amostras adicionaram-se mais duas: uma
com 1 passe e outra com 3 passes, as duas com laminação seguida de têmpera em água.
As amostras de esboços também foram analisadas na forma como recebida e reaquecida a
850 °C, com posterior resfriamento em água.
3.4 PREPARAÇÃO DAS AMOSTRAS PARA MICROSCOPIA ÓPTICA E MEV
As amostras foram lixadas, seqüencialmente, em 180, 220, 320, 400, 600 e 800 mesh,
seguidas de um polimento em pasta de diamante de 9, 3 e 1
µm.
Para revelar a microestrutura, utilizou-se o reagente de Vilella (1g de ácido pícrico,
100 ml de álcool etílico e 5 ml ácido clorídrico), com tempo de ataque de 50 segundos.
Depois de atacada, a amostra foi limpa, seus resíduos de ataque foram retirados, estando
pronta para a microscopia óptica.
No caso da Microscopia Eletrônica de Varredura, MEV, a amostra, oriunda da
microscopia óptica, retornou ao polimento, onde todo o ataque foi retirado e, depois, passou
97
pela preparação na sílica coloidal. A sílica coloidal é um polimento extremamente fino,
tornando evidentes os relevos dos contornos de grãos. A FIG.3.19 mostra um exemplo de
amostra preparada na sílica coloidal.
FIG. 3.19 – Microscopia óptica de uma amostra de aço inoxidável 409, preparada em
sílica coloidal e pronta para análise no EBSD.
FIG. 3.20 – Representação esquemática das regiões onde foram retiradas amostras para
análise.
As amostras foram cortadas e preparadas nas seções longitudinais, paralelas à direção de
laminação, e no plano da superfície, conforme mostrado na FIG. 3.20.
98
Em relação à seção longitudinal, sempre que os resultados forem dados com referências a
“borda” ou ao “centro”, deve-se entender como sendo à borda da seção, próxima a superfície
da amostra e a região central da seção longitudinal, respectivamente.
3.5 MEDIÇÃO DAS ORIENTAÇÕES DOS GRÃOS
Para a medição da orientação individual dos grãos utilizou-se, num Microscópio
Eletrônico de Varredura – MEV (JEOL – modelo JSM-5800LV), o sistema de Microscopia de
Imageamento de Orientações – MIO, que captura e processa os EBSP (
Electron
BackScattered Diffraction Patterns) ou padrões de Kikuchi dos elétrons retroespalhados
(“
Backscattered Kikuchi Diffraction Patterns – BKDP”). Os padrões de Kikuchi são projeções
da geometria dos planos da rede cristalina que derivam da divergência do feixe de elétrons,
em todas as direções, quando este penetra em uma amostra. Estes padrões são obtidos no
MEV a partir da difração dos elétrons retroespalhados.
A FIG. 3.21 esquematiza como deve ser o posicionamento da amostra, no MEV, para
obtenção desses padrões. Um feixe de elétrons incide sobre a amostra, a qual está inclinada a
70
°, devido à geometria do MEV e favorecer a melhor captação dos padrões.
FIG. 3.21 – Posicionamento da amostra no MEV.
A FIG. 3.22 mostra um padrão de EBSP, onde as bandas representam planos dentro do
volume difratante da amostra. O espaçamento interplanar determina a espessura das bandas.
No procedimento, o computador analisa o EBSP através de um software, de propriedade do
fabricante, que examina a imagem e indexa automaticamente as linhas de difração.
A partir do padrão de Kikuchi e com conhecimento do sistema cristalino do material, são
calculados e armazenados: os três ângulos (
ϕ
1
, φ, ϕ
2
) que definem a orientação da rede
99
cristalina, as coordenadas (x,y) indicando a posição de onde os dados foram obtidos e o índice
de qualidade (IQ), que define a qualidade do padrão de difração. O programa também fornece
um índice de confiança (IC), que indica quanto o padrão está correto. De posse de um
aumento já previamente definido, escolhe-se um tamanho de passo, em conformidade com o
tamanho médio de grãos. Passo é a distância entre os pontos de duas medidas subseqüentes.
Neste trabalho, o passo adotado foi de 1 µm nas seções longitudinais e 1,5 µm nas superfícies
das amostras.
FIG. 3.22 – Padrões de Difração.
Devido a quantidade de trabalhos a serem realizados com o EBSD do IME e, por isso,
evitar o “congestionamento” no MEV, algumas varreduras foram feitas nos Laboratórios do
INMETRO (Instituto Nacional de Metrologia, Normalização e Qualidade Industrial) e do
LACAM/UFC (LAboratório de CAracterização Microestrutural da Universidade Federal do
Ceará). No INMETRO as varreduras tiveram passos variados de 1 e 2,2
µm. No
LACAM/UFC os passos foram de cerca de 1,4
µm. Estes diferentes valores de passos
ocorreram devido ao tipo de MEV utilizado, onde, para cada tipo de microscópio utilizado,
procurou-se os valores que dessem uma melhor resolução.
Para padronização dos resultados das Funções de Distribuição de Orientação Cristalina,
FDOC, e das Figuras de Pólo Inversas, os resultados das varreduras feitas nos Laboratórios do
INMETRO e do LACAM/UFC, arquivos *.ang, foram adaptados ao programa utilizado pelo
MEV do IME. Este programa de adaptação, desenvolvido no Grupo de Textura
Cristalográfica do IME, modifica os arquivos de varredura, substituindo-os pelo tipo utilizado
pelo software do IME.
100
No presente trabalho, foi usado a notação de Bunge para representar as Funções de
Distribuição de Orientação Cristalina - FDOC. A FIG. 3.23 ilustra os ângulos de Euler
ϕ
1
, Φ e
ϕ
2
utilizados na notação de Bunge.
Para uma dada orientação cristalina (hkl)[uvw] os índices de Miller e os ângulos de Euler
se ligam pelas relações:
h = sen
ϕ
2
.senφ u = cosϕ
1
cosϕ
2
. – senϕ
1
senϕ
2
.cosφ
k = cos
ϕ
2
.senφ v = -cosϕ
1
. senϕ
2
. – senϕ
1
. cosϕ
2
. cosφ
k = cos
φ w = senϕ
1
. senφ
FIG. 3.23 – Ângulos de rotação de Euler, ϕ, θ, φ.
A partir destas relações, constroem-se ábacos para interpretação da FDOC. Aqui, serão
utili
zados ábacos somente para as seções de
ϕ
2
= 0º e ϕ
2
= 45º, conforme mostram as FIG.
3.24 e FIG. 3.25.
101
FIG. 3.25 – Ábaco de Bunge
para φ2 = 45º.
FIG. 3.24 – Ábaco de Bunge
para φ2 = 0º.
A FDOC é definida pela fração volumétrica de grãos com orientação
g = g(
ϕ
1
, Φ, ϕ
2
) tal que:
dgfdggf
V
dV
).,,().(
21
ϕϕ
Φ==
(2.1)
Sendo:
21
2
...
8
1
ϕϕ
π
dddsendg ΦΦ=
(2.2)
A FDOC pode, atualmente, ser medida diretamente utilizando-se a técnica de EBSD
(
Electron Backscatter Diffraction).
3.6 – CÁLCULO DAS FASES PRESENTES DURANTE A LAMINAÇÃO
Tendo em vista que, durante a laminação, os materiais são sujeitos a sofrer deformação,
recuperação, recristalização e alteração de composição devido a possíveis precipitações, usou-
se o programa Thermo-Calc (Costa e Silva, 2006) para estimar as fases presentes, nas
temperaturas de processamento. Isto foi feito com base nas composições químicas dos aços e
das condições de laminação de cada um.
102
3.7 – MICRODUREZA VICKERS
Foram realizadas medidas de microdureza Vickers nas amostras do aço AISI 409, com
três passes, laminada e resfriada em água, a fim de verificar possíveis diferenças entre a
microdureza da matriz e a dos “novos” grãos encontrados. As medidas foram feitas nos
laboratórios do Centro de Pesquisa da ACESITA, com uma pré-carga de 50 g.
103
4 – RESULTADOS
4.1
INTRODUÇÃO
Aqui serão apresentados os resultados obtidos nas simulações de laminação a quente dos
aços inoxidáveis ferríticos AISI 409 e AISI 430E num laminador tipo Steckel. Este capítulo
está dividido por tipos de aços e subdividido conforme a etapa do processo de laminação.
Devido a problemas operacionais, algumas varreduras de EBSD tiveram que ser feitas em
outros laboratórios, UFC/LACAM e INMETRO. Portanto, cada subitem indicará onde e em
que condições a varredura foi feita.
As amostras para micrografias ópticas foram todas preparadas e registradas no Centro de
Pesquisas da ACESITA. Foram feitas micrografias e varreduras na seção longitudinal e no
plano da superfície das amostras. Em relação à seção longitudinal, foram feitas análises nas
regiões do centro das chapas e em regiões da borda, próximas à superfície.Também serão
mostrados os Mapas de orientações, Mapas de Índice de Qualidade, (IQ),e Funções de
Distribuição de Orientações Cristalinas, (FDOC). As FDOC serão apresentadas, sempre,
referidas aos eixos DL-DT correspondentes a um plano paralelo à superfície da chapa ou
esboço, de modo a poder interpretar as componentes da textura com a notação (hkl)[uvw].
4.2
AÇO INOXIDÁVEL FERRÍTICO AISI 409
Os corpos de prova para simulação da laminação deste aço foram encharcados em
958°C, por 25 minutos em um forno de mufla. As reduções por passe ocorreram na faixa de
temperatura 930 - 938°C. O total de amostras apresentadas é de doze, sendo nove laminadas e
dois esboços e uma BQ como recebida, conforme se segue.
4.2.1
ESBOÇO COMO RECEBIDO
O esboço tem a sua origem na ponta da placa desbastada que sai do laminador
desbastador e que é cortada antes de entrar no laminador Steckel. Esta ponta cortada é deixada
resfriar ao ar e dela são retiradas amostras para as análises futuras. A temperatura final de
desbaste pode variar de 980 a 1130°C.
104
4.2.1.1
MICROSCOPIA ÓPTICA
As primeiras micrografias apresentadas, FIG. 4.1, FIG. 4.2 e FIG. 4.3, mostram as
regiões próximas à borda e ao centro da seção longitudinal e a superfície do esboço,
respectivamente.
FIG. 4.1 – Fotomicrografia da borda do esboço do aço AISI 409. Material como
recebido. Aumento de 100X. Reagente de Villela.
Na região próxima ao centro as amostras do esboço apresentam regiões de tamanhos de
grãos bem diferenciados. Enquanto as bordas, FIG. 4.1, surgem com grãos menores e mais
equiaxiais, o centro, FIG. 4.2, é uma área de grãos maiores, aparentemente recuperados,
devido à temperatura de trabalho, mesclados com colônias de grãos recristalizados.
Observam-se também colônias de grãos menores, com cerca de 100 µm, próximas a grãos
maiores, assim como a presença de precipitados finos na matriz.
105
FIG. 4.2 – Fotomicrografia do centro do esboço do aço AISI 409. Material como
recebido. Aumento de 100X. Reagente de Villela.
FIG. 4.3 - Fotomicrografia da superfície do esboço do aço AISI 409. Material como
recebido. Aumento de 100X. Reagente de Villela.
106
A superfície do esboço não apresenta o mesmo aspecto microestrutural da seção
longitudinal, FIG.4.3. Aqui os grãos aparecem distribuídos de uma forma mais equilibrada,
com grãos equiaxiais. Observam-se precipitados dispersos na matriz e nos contornos de grão.
Nota-se que há uma nítida heterogeneidade microestrutural, tanto na borda, quanto no centro,
FIG.4.1 e FIG.4.2., Na borda observam-se grãos grosseiros e alongados, margeados por
colônias de grãos menores. A existência de subestrutura e de grãos em diferentes estados de
restauração é visível.
4.2.1.2 MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
Em relação ao mapa de orientações, nota-se que a borda, FIG. 4.4a, é formada por cerca
de 40% de grãos com planos cristalinos próximos a (111), sendo os restantes próximos a
(101).
FIG. 4.4 – Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro do esboço. Área varrida
de 600 x 1960 (µm
2
), em 28 mm de espessura, (p= 2,2 µm; INMETRO).
Observa-se que, dentro de cada região, o que separa as diferentes tonalidades da mesma
cor são contornos de baixo ângulo, conforme mostrado no mapa de IQ. Neste, estão
representados os contornos de baixo ângulo em verde e os de alto ângulo, em linhas negras.
Ainda neste mapa, grãos com tons de cinza mais claros possuem maior IQ, indicando regiões
com menor quantidade de defeitos cristalinos. Os números aí colocados representam um valor
médio de IQ encontrado em cada região. Foram feitas, em média, cinco medidas de IQ em
107
cada grão mostrado. A área varrida tem 600 x 1960
µm
2
e pode ser considerada representativa
desta região da seção longitudinal.
Diferentemente das bordas, as orientações do centro apresentam predominância, quase
total, de planos (101), FIG. 4.4b. Essa predominância somente é interrompida pela presença
de poucos grãos próximos a (210), (521) e (114).
4.2.1.3 FDOC
(a) (b)
FIG. 4.5 – FDOC do esboço como recebido, referidas aos eixos DL-DT.
A FIG. 4.5a mostra a FDOC da região próxima à borda, plotada com respeito ao plano da
superfície da amostra (eixos DL-DT). Observam-se picos de intensidades máximas em
(001)[110], (332)[0 -2 3] e (223)[1 -1 0], seção de
ϕ2 = 45°.
Na FDOC do centro, FIG. 4.5b, há picos de intensidades em (034)[1–4 3], para φ2 =
0º, e próximo de (113)[-3-3 2], para φ2 = 45°. Estes valores são retirados do próprio software
do MEV.
4.2.2
ESBOÇO REAQUECIDO E RESFRIADO EM ÁGUA
O objetivo deste tratamento foi tentar simular a microestrutura da chapa antes do primeiro
passe no Steckel, principalmente no que diz respeito aos constituintes presentes naquelas
condições. A amostra do esboço foi reaquecida a 950°C e resfriada em água, após 20 minutos
de encharque.
108
4.2.2.1
MICROSCOPIA ÓPTICA
Da mesma forma que no esboço como recebido, esta amostra também apresenta regiões
distintas de colônias de grãos maiores e menores. A diferença está na forma em que essas
colônias estão dispostas na microestrutura.
O reaquecimento seguido de têmpera provocou um arranjo mais equilibrado entre os
grãos. Não há uma região de grãos muito maiores que outros e as colônias têm as suas
fronteiras bem mais definidas, com repetição do fenômeno em toda seção longitudinal da
amostra, como se vê na FIG. 4.6, além da presença de. partículas finas.
FIG. 4.6 – Fotomicrografia da borda do esboço reaquecido do aço AISI 409. Aumento de
100X. Reagente de Villela.
As micrografias ópticas da região central do esboço reaquecido parecem acompanhar a
morfologia apresentada na borda, com colônias de grãos maiores e menores arranjados mais
uniformemente, FIG. 4.7, diferentes da microestrutura observada sem tratamento.
109
FIG. 4.7 – Fotomicrografia do centro do esboço reaquecido do aço AISI 409 (seção DN-
DL). Aumento de 100X. Reagente de Villela.
FIG. 4.8 – Fotomicrografia da superfície do esboço reaquecido do aço AISI 409.
Aumento de 100X. Reagente de Villela.
110
Ainda na fotomicrografia da FIG.4.7, observam-se precipitados finos dispersos na matriz.
A superfície de laminação mostra grãos de tamanhos bastante variados, FIG. 4.8.
Aqui, é interessante observar a presença de precipitados alinhados, aparentemente
seguindo contornos de grão anteriores.
4.2.2.2
MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
A FIG. 4.9a apresenta um mapa sem orientação preferencial, com destaque na sua parte
central, onde as orientações dos grãos maiores se localizam entre (113) e (111), passando por
(112) e (221).
As orientações também estão mais distribuídas, sem o domínio dos planos (101) e (111),
observado na condição como recebido.
Quanto ao mapa de IQ, os maiores valores estão relacionados com os grãos próximos a
(101). Há uma predominância de contornos de alto ângulo, como mostrado no Mapa de IQ,
principalmente na região de grãos menores. Na parte mais central do Mapa observam-se
contornos de baixo ângulo entre alguns grãos maiores.
FIG. 4.9 – Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro do esboço reaquecido.
Área varrida de 600 x 1960 (µm
2
), em 28 mm de espessura,
(p= 2,2 µm; INMETRO).
111
A FIG. 4.9b mostra um mapa com orientações dispersas, sem concentrações
preferenciais, mas com maior vizinhança de (001). A fração de contornos de alto
ângulo (preto) está em torno de 90% em relação aos contornos de baixo ângulo.
4.2.2.3
FDOC
FIG. 4.10 – FDOC do esboço reaquecido, referidas aos eixos DL-DT.
Na FDOC, FIG. 4.10a, as intensidades máximas estão próximas a (012)[3-21], em
ϕ2 =
0°, e (110)[1 -1 3], (113)[-3-3 2] e (110)[1 -1 0], no mapa de
ϕ2 = 45°.
A FDOC da região central, FIG. 4.10b, mostra intensidades próximas de (001)[010],
tanto para
ϕ2 = 0°, quanto para ϕ2 = 45°. Em ϕ2 = 0° há também uma forte intensidade em
(103)[010].
4.2.3
AMOSTRA COM 1 PASSE – LAMINADA E RESFRIADA EM ÁGUA
Esta é a primeira amostra laminada. É o início da simulação propriamente dita. Duas
amostras foram laminadas com um passe apenas.
A primeira, apresentada agora, foi reduzida de 28 mm para 20 mm, a 936°C, o que
representa uma redução de 28,57%, tendo um
∆ = 0,756, o que, teoricamente, garante
homogeneidade de deformação através da espessura. Após o passe, a chapa foi resfriada em
água. Isto objetivou reter a microestrutura no final do primeiro passe do Steckel.
112
4.2.3.1
MICROSCOPIA ÓPTICA
Encontram-se na FIG. 4.11 as microestruturas próximas à borda. Observa-se a presença
de colônias de grãos alongados na direção de laminação (horizontal).
FIG. 4.11 – Fotomicrografia da borda da amostra com 1 passe, laminada e resfriada em
água do aço AISI 409. Aumento de 100X. Reagente de Villela.
A microestrutura apresentada assemelha-se à condição de esboço reaquecido e temperado
em água. A presença de grãos grandes e alongados mostra uma semelhança com o centro da
chapa laminada.
Como se pode ver, os grãos apresentam contornos serrilhados e precipitados dispersos na
matriz da micrografia mostrada. Aparentemente, o serrilhamento se deve ao impedimento da
migração dos contornos de grão pelos precipitados dispersos na matriz. Estes parecem seguir
contornos prévios.
Na região próxima ao centro, FIG.4.12, pode-se notar os precipitados, com aparência de
sensitização, e grãos com contornos serrilhados, por razões já comentadas acima, retidos pelo
resfriamento brusco.
113
FIG. 4.12 – Fotomicrografia do centro da amostra com 1 passe, laminada e resfriada em
água do aço AISI 409. Aumento de 100X. Reagente de Villela.
FIG. 4.13 – Fotomicrografia da superfície da amostra com 1 passe, laminada e resfriada
em água do aço AISI 409. Aumento de 100X. Reagente de Villela.
114
A superfície da amostra também apresenta alguns grãos com contornos serrilhados, com
uma mescla observável de grãos grandes e pequenos, porém, sem formar colônias, FIG. 4.13.
4.2.3.2
MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
O mapa de orientações da FIG. 4.14a é bem homogêneo, sem apresentar uma orientação
preferencial. Há presença quase que total de contornos de alto ângulo.
Os mapas de orientações e de IQ, da região mais ao centro, estão na FIG. 4.14b. Nestes
mapas pode-se notar a forte presença de planos (001) e (111). As orientações {001}<uvw>
correspondem aos grãos de menores quantidades de defeitos e, consequentemente, de maiores
valores de IQ. Os contornos em verde são de alto ângulo.
FIG. 4.14 – Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 1300 x
2700 (µm
2
) em 20 mm de espessura, (p= 1,4 µm; LACAM/UFC).
115
4.2.3.3
FDOC
FIG. 4.15 – FDOC da amostra com 1 passe, laminada e resfriada em água,
referidas aos eixos DL-DT.
A FDOC, FIG. 4.15a, referente ao plano da chapa, apresenta maiores valores de
intensidade em (011)[0 1-1], tanto para
ϕ2 = 0° como para ϕ2 = 45°. Quanto à região próxima
ao centro, FIG. 4.15b, as principais componentes são (001)[010] e (110)[1-1 0], em
ϕ2 = 45°,
havendo uma fibra parcial (001)[uvw], em
ϕ2 = 0°.
4.2.4
AMOSTRA COM 1 PASSE – LAMINADA, REENFORNADA E RESFRIADA EM
ÁGUA
Esta amostra foi trabalhada nas mesmas condições da anterior, inclusive a temperatura de
laminação, 936 °C, também foi igual. A diferença entre as amostras é que esta, após a
redução, foi enfornada a 950 °C, durante 5 minutos e, depois, resfriada em água. Isto visa
observar a condição de entrada da chapa no segundo passe do Steckel.
4.2.4.1
MICROSCOPIA ÓPTICA
Observa-se que estas amostras têm contornos de grãos mais “arredondados”, sem
mostrar grandes deformações no sentido de laminação e sem contornos serrilhados,
conforme mostrado na FIG. 4.16, da borda. Vê-se, também, de forma mais nítida a
116
precipitação em contornos de grão prévios. Pode-se notar que os contornos realmente
deixaram de ser serrilhados e migraram, substituindo grãos menores e alongados por
outros maiores.
As microestruturas do centro têm o mesmo aspecto daquela encontrada na borda, onde os
grãos também apresentam contornos lisos, sem serrilhamento e com precipitados finos
dispersos na matriz, FIG. 4.17.
A superfície mantém a tendência, como nas outras amostras, de apresentar grãos grandes
misturados a grãos menores, sem a formação de colônias e com pouca presença de
precipitados dispersos, FIG. 4.18.
FIG. 4.16 – Fotomicrografia da borda da amostra com 1 passe, reenfornada e resfriada
em água do aço AISI 409. Aumento de 100X. Reagente de Villela.
.
117
FIG. 4.17 – Fotomicrografia do centro da amostra com 1 passe, reenfornada e resfriada
em água do aço AISI 409. Aumento de 100X. Reagente de Villela.
FIG. 4.18 – Fotomicrografia da superfície da amostra com 1 passe, reenfornada e
resfriada em água do aço AISI 409. Aumento de 100X. Reagente de Villela.
118
4.2.4.2 MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
FIG. 4.19 – Mapas de orientações e de IQ da borda, do centro e da superfície. Área
varrida de 1300 x 2700 (µm
2
), (a) e (b), e 1000 x 1500 (µm
2
), (c), em 20 mm de espessura,
(p= 1,4 µm, LACAM/UFC - (a) e (b); p = 0,5 µm, IME – (c)).
119
A FIG. 4.19a mostra que a borda da amostra tem uma forte concentração de planos
próximos de (001) e fraca em (111).
Em relação ao centro, FIG. 4.19b, os grãos maiores aparecem com uma predominância
em (001), com alguns grãos de outras orientações. Os contornos de baixo ângulo têm quase
total predominância sobre os de alto ângulo.
A presença de orientações na superfície é variada, FIG. 4.19c. No mapa de IQ, nota-se,
nitidamente, o rendilhado de sensitização nos contornos de grão. O mapa de IQ apresenta tons
quase homogêneos em toda sua extensão, onde os valores encontrados são altos. Na parte
superior do mapa, existem grãos mais escuros e, por conseguinte, com menores valores de IQ.
4.2.4.3 FDOC
FIG. 4.20 – FDOC da amostra com 1 passe, laminada, reenfornada e resfriada em água,
referidas aos eixos DL-DT.
A FDOC da borda, FIG. 4.20a, mostra a presença de uma fibra parcial (001)[uvw].
120
A FDOC mostra um comportamento do centro semelhante ao da borda, com uma
pequena variação nos valores de intensidade, FIG. 4.20b. Aparentemente, o enfornamento
homogeneizou mais as orientações, através da espessura.
A superfície tem intensidades fortes em (001)[100], em
ϕ2 = 0°, e, mais fracas, próximas
de (111)[1-10], em
ϕ2 = 45°, FIG. 4.20c.
4.2.5
AMOSTRA COM 2 PASSES – LAMINADA, REENFORNADA E RESFRIADA EM
ÁGUA
A amostra com 2 passes foi laminada, no primeiro passe, a 938 °C, com redução de 28
mm para 20 mm, seguindo-se enfornamento por 5 minutos, a 950 °C. A segunda redução, a
934 °C, foi de 20 mm para 12,5 mm, o que significa uma redução percentual de 37,5% e um
∆
= 0,5286. Após o segundo passe, a chapa foi reenfornada, novamente a 950 °C, por 5
minutos, seguindo-se um resfriamento em água. Em relação à prática industrial, simularia a
condição de entrada no terceiro passe.
4.2.5.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
Observando as micrografias da região da borda, na amostra com 2 passes os grãos não se
agrupam em colônias, sendo possível observar grãos maiores ao lado de grãos menores, FIG.
4.21. Pode-se notar a presença de precipitados dispersos, mas sem o aspecto de sensitização
tão forte quanto visto nas amostras anteriores.
A FIG. 4.22 mostra grãos mais equiaxiais, resultantes de uma possível recristalização. e
uma dispersão de precipitados finos e a presença de alguns outros precipitados maiores.
Na superfície, FIG. 4.23, as micrografias não apresentam grãos com contornos
serrilhados e pouca presença de precipitados dispersos, como mostrados nas micrografias da
seção longitudinal.
121
FIG. 4.21 – Fotomicrografia da borda da amostra com 2 passes do aço AISI 409.
Aumento de 100X. Reagente de Villela.
FIG. 4.22 – Fotomicrografias do centro da amostra com 2 passes do aço AISI 409.
Aumento de 100X. Reagente de Villela.
122
FIG. 4.23 – Fotomicrografia da superfície da amostra com 2 passes do aço AISI 409.
Aumento de 100X. Reagente de Villela.
4.2.5.2 MAPA DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
FIG. 4.24 – Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 200 x
600 (µm
2
), (a), e 600 x 1960 (µm
2
), (b), em 12,5 mm de espessura.
(p= 2,2 µm, INMETRO – (a); p = 1 µm, IME – (b)).
123
As orientações dos planos dos grãos da borda, FIG. 4.24a, estão concentradas em (116),
(113), (310) e (521). Não há a presença de orientações próximas a (101) nem (111). Observa-
se, no mapa de IQ, a presença de traços vermelhos, que representam contornos de ângulos
menores que 5°.
Os mapas de orientações e de IQ do centro, FIG. 4.24b, são mais variados em orientações
do que a borda. Não há uma orientação preferencial. Os contornos de alto ângulo estão em
quase todos os grãos do mapa. A superfície, FIG. 4.24c, mostra grãos grosseiros, um com
orientações (101) e outro em (115). Um detalhe interessante são os três grãos de tons
amarelados, na parte inferior do Mapa. As suas orientações vão de (310) a (210), com uma
variação angular, de um para o outro, que não chega a 5°. A separação é feita por contornos
de baixo ângulo entre os grãos.
4.2.5.3
FDOC
FIG. 4.25 – FDOC da amostra com 2 passes, referidas aos eixos DL-DT.
Quanto a FDOC da borda, FIG. 4.25a, as intensidades estão próximas a (110)[1-10] e,
mais fortemente, a 5
o
de (001)[1-4 0], em ϕ2 = 45°. A FDOC do centro mostra intensidades
em (001)[100], para
ϕ2 = 0°, e (001)[130], para ϕ2 = 45°, FIG. 4.25b. Na FDOC da
124
superfície o que se observa é uma intensidade mais forte, para
ϕ2 = 45°, o maior valor de
intensidade estando em (110)[-223], havendo um pico menor em (113)[1-10], FIG. 4.25c.
4.2.6
AMOSTRA COM 3 PASSES – LAMINADA E RESFRIADA EM ÁGUA
Com 3 passes, a exemplo do que foi feito com 1 passe, também foram laminadas duas
amostras. A primeira foi laminada, primeiramente, com redução de 28 para 20 mm, e, depois,
reenfornada durante 5 minutos, a 950 °C.
Na segunda redução, a espessura passou de 20 para 12,5 mm, seguida de um
reenfornamento a 950 °C, também por 5 minutos. Por último, a chapa foi laminada com
espessura final de 8 mm. O percentual de redução, no último passe, foi de 36%, com um
∆ =
0,4305. Todos os passes desta amostra foram processados a 934 °C.
4.2.6.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
FIG. 4.26 – Fotomicrografia da borda da amostra com 3 passes, laminada e resfriada em
água, do aço AISI 409. Aumento de 100X. Reagente de Villela.
125
FIG. 4.27 – Micrografias ópticas do centro da amostra com 3 passes, laminada e
resfriada em água, do aço AISI 409. Aumento de 100X. Reagente de Villela.
FIG. 4.28 – Micrografias ópticas da superfície da amostra com 3 passes, laminada e
resfriada em água, do aço AISI 409. Aumento de 100X. Reagente de Villela.
126
Os primeiros resultados correspondem às micrografias ópticas da borda, FIG. 4.26. Trata-
se de grãos ligeiramente alongados, com alguma retenção de encruamento. Pode-se notar,
novamente, os contornos serrilhados, oriundos da deformação causada pela laminação.
No centro, as micrografias, FIG. 4.27, mostram grãos alongados, na direção de
laminação, e detalhes dos contornos de grãos serrilhados.
A microscopia óptica da superfície destas amostras, FIG. 4.28, revelou a presença de
contornos de grãos diferentes do esperado. Ao se fazerem algumas medidas de microdureza
Vickers, constatou-se que esses grãos podem ser de martensita, provocados pela difusão,
embora somente superficial, de nitrogênio, da atmosfera do forno para a amostra (Tarcisio,
2005). Como o nitrogênio é gamágeno, embora o material devesse ser exclusivamente
ferrítico, a curva de resfriamento desta região pode ter passado pela lupa austenítica do
diagrama de fases dos aços inoxidáveis, gerando as regiões martensíticas. Foram um total de
dez medidas na matriz e dez nos grãos “martensíticos”. A média das medidas foi de 173,38
HV, na matriz, e 255,17 HV, no interior dos grãos “martensíticos”, conforme indicadas pelas
setas da FIG. 4. 28.
4.2.6.2
MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
Na borda, FIG. 4.29a, não há uma orientação preferencial. O que existe são grãos (111)
com IQ superior aos outros, o que pode ser observado pela sua coloração mais clara, e uma
distribuição de grãos (101) e outros próximos a estes, ao longo do mapa.
A varredura do centro, FIG. 4.29b, apresenta dois aspectos bem diferenciados:
enquanto a parte superior apresenta grãos (001) e (111), com preferência para (001), a
parte inferior apresenta uma variação maior entre todos os planos, com quase nenhuma
presença de (001).
127
FIG. 4.29 – Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 600 x
1960 (µm
2
), (a), e 1100 x 2200 (µm
2
), (b), em 8,0 mm de espessura,
(p= 2,2 µm, INMETRO – (a); p = 1,4 µm, LACAM/UFC – (b)).
4.2.6.3 FDOC
FIG. 4.30 – FDOC da amostra com 3 passes, laminada e resfriada em água, referidas aos
eixos DL-DT.
128
A FDOC da borda mostra intensidades em (001)[010], para
ϕ2 = 0° e 45°. Também na
seção de
ϕ2 = 45°, existem picos próximos a (11-3)[332] e (111)[1-2 1], FIG. 4.30a.
O centro, na seção de
ϕ2 = 0°, apresenta uma forte intensidade próxima à (001)[100] e
algumas outras, porém mais fracas, em (001)[010]. Para
ϕ2 = 45°, a intensidade (001)[110] é
a mais forte. Existe uma outra mais fraca em (001)[010], FIG. 4.30b.
4.2.7 AMOSTRA COM 3 PASSES – LAMINADA, REAQUECIDA E RESFRIADA EM
ÁGUA
O tratamento dado a esta amostra foi o mesmo empregado na amostra anterior. A
diferença está nas temperaturas e no tratamento final. As temperaturas dos passes foram de
937 °C, no 1º e 932 °C no 2º e no 3º. Ao final do terceiro passe, a chapa foi reaquecida a
950°C, por 4 minutos, e resfriada em água, logo em seguida. Em comparação com a prática,
esta etapa da simulação corresponde à condição de entrada no quarto passe.
4.2.7.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
Nesta fase da simulação, os grãos deformados da amostra anterior, foram substituídos por
grãos mais “equiaxiais” na borda, FIG. 4.31.
Nota-se que não existem grãos com contornos serrilhados e há pouca presença de
precipitados.
A FIG. 4.32 mostra a microestrutura do centro. Há poucos precipitados dispersos na
matriz e grãos, aparentemente, recuperados e recristalizados.
Na superfície, com o reaquecimento desapareceram os grãos de “martensita” e há um refino
de grão, com maior homogeneidade de tamanho, FIG. 4.33.
129
FIG. 4.31 – Fotomicrografia da borda da amostra com 3 passes, reenfornada e resfriada
em água, do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
FIG. 4.32 – Fotomicrografia do centro da amostra com 3 passes, reenfornada e resfriada
em água, do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
130
FIG. 4.33 – Fotomicrografia da superfície da amostra com 3 passes, reenfornada e
resfriada em água, do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
4.2.7.2 MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
Passando aos resultados do MEV, FIG. 4.34, observa-se que, mesmo com o
reaquecimento da chapa, o mapa de orientações é bem semelhante ao da amostra anterior,
onde não havia uma orientação preferencial ao longo da borda. Toda a borda parece estar
recristalizada, o que não surpreende devido a que o acúmulo de deformação e a temperatura
alta favorecerem a recristalização, FIG. 4.34a.
A FIG. 4.34b indica não haver uma preferência por uma orientação específica. É bem
homogênea a distribuição de orientações nesta amostra, tanto na borda, quanto no centro.
131
FIG. 4.34 – Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 1300 x
2750 (µm
2
), (a), e 1500 x 3000 (µm
2
), (b), em 8,0 mm de espessura,
(p= 1,4 µm, LACAM/UFC).
4.2.7.3 FDOC
FIG. 4.35 – FDOC da amostra com 3 passes, laminada, reenfornada e resfriada em
água, referidas aos eixos DL-DT.
132
Na FDOC da borda desta amostra, FIG. 4.35a, há fortes intensidades próximas à
(001)[100] e (110)[1-10] que é a mais intensa.
A FDOC do centro é similar à da borda, diferenciando-se somente pela intensidade dos
picos, FIG. 4.35b.
4.2.8 AMOSTRA COM 4 PASSES – LAMINADA, REENFORNADA E RESFRIADA
EM ÁGUA
A amostra com 4 passes só foi trabalhada de uma forma, laminada em quatro passes,
reaquecida após o último e resfriada em água. O primeiro passe foi dado em 935°C, com
redução na espessura de 28 mm para 20 mm. Em seguida foi feito um reaquecimento a 950°C,
por 5 minutos e, depois, dado o segundo passe. No segundo passe a redução foi de 20 mm
para 12,5 mm, também a 935°C. Ao final, a chapa voltou ao forno, onde permaneceu por mais
5 minutos, a 950°C. No terceiro passe a espessura foi reduzida para 8 mm, sendo laminada a
934°C. Retornou ao forno, mas agora por 4 minutos nos mesmos 950°C. Passados esses 4
minutos, a chapa foi laminada pela quarta vez. A espessura final foi de 5,9 mm, com um
percentual de redução e um
∆, em relação à espessura anterior, de 26,25% e de 0,4273,
respectivamente.
4.2.8.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
A fotomicrografia da FIG. 4.36 apresenta grãos menores próximos à superfície, variando
com grãos maiores conforme se vai aproximando do centro. Já não se nota a presença de
precipitados.
A microestrutura do centro é predominantemente formada por grãos grandes, com sinais
de recuperação e recristalização e contornos bem definidos, FIG. 4.37.
A superfície mantém a morfologia da amostra anterior, sem discrepâncias entre tamanhos
de grãos e sem a presença de precipitados nem de “martensitas”. FIG. 4.38.
133
FIG. 4.36 – Fotomicrografia da borda da amostra com 4 passes do aço AISI 409.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
FIG. 4.37 – Fotomicrografia do centro da amostra com 4 passes do aço AISI 409.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
134
FIG. 4.38 – Fotomicrografia da superfície da amostra com 4 passes do aço AISI 409.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
4.2.8.2 MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
O mapa de orientações da borda mostra uma distribuição razoavelmente homogênea.
Quase todos os planos do triângulo estereográfico se fazem presentes. Aparentemente todos
os grãos estão recristalizados, FIG. 4.39a.
As orientações do centro estão dispersas através do triângulo estereográfico, como se nota
na FIG. 4.39b.
Os mapas da superfície parecem com os da borda, ou seja, sem uma orientação
preferencial. Sendo uma região de maior deformação, devido ao contato com o cilindro de
laminação, e de mais tempo de exposição a altas temperaturas, não surpreende que esteja
quase totalmente recristalizada, FIG. 4.39c.
135
FIG. 4.39 – Mapas de orientações e de IQ da borda, do centro e da superfície. Área
varrida de 400 x 800 (µm
2
), (a) e (c), e 200 x 600 (µm
2
), em 5,9 mm de espessura, (p= 1,4
µm, LACAM/UFC– (a) e (c); p = 1 µm, IME – (b)).
4.2.8.3 FDOC
A FDOC da borda mantém as mesmas intensidades e picos da amostra com 3 passes,
laminada, reaquecida e resfriada em água, FIG. 4.40a.
A FIG. 4.40b apresenta a FDOC do plano da chapa, medida na região central da seção
longitudinal da amostra. As intensidades têm seus picos mais fortes em (001)[uvw], sendo o
máximo próximo de (001)[120].
A FDOC da superfície é semelhante àquela medida na borda desta mesma amostra o que
indica alguma homogeneidade de orientações na espessura, FIG. 4. 40c.
136
FIG. 4.40 – FDOC da amostra com 4 passes, referidas aos eixos DL-DT.
4.2.9 AMOSTRA COM 5 PASSES – LAMINADA E RESFRIADA EM ÁGUA
As amostras com 5 passes foram processadas com o objetivo de se tentar chegar o mais
próximo possível à prática industrial. Para tanto, foram feitas duas simulações com chapas
terminando com a espessura igual, ou quase igual, à da BQ industrial.
A primeira amostra foi laminada a 932°C, no primeiro passe. A espessura foi reduzida de
28 mm para 20 mm. Foi reaquecida por 5 minutos, a 950°C, e sofreu nova redução, desta vez
a 931°C, com a espessura, ao final do passe, igual a 12,5 mm. Novamente foi reaquecida a
950°C, por 5 minutos, sendo, logo em seguida, laminada com redução de 12,5 mm para 8
mm, a 932°C. Entre o final do terceiro passe e o início do quarto, a chapa foi reaquecida a
950°C, por 4 minutos. No quarto passe, a 935°C, a espessura de saída foi 5,9 mm. Após este
passe, houve novo reaquecimento a 950°C, só que desta vez o tempo foi de 3 minutos. O
último passe, a 934°C, terminou com uma espessura de 4,0 mm. A redução percentual entre o
quarto e o quinto passes foi de 32,2%, com um
∆ = 0,32.
137
4.2.9.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
Uma vista da variação dos grãos ao longo da espessura, mostra colônias de grãos
menores nas bordas e grãos maiores no centro, FIG. 4.41, com contornos de grão serrilhados.
Existem poucos precipitados.
A microestrutura do centro apresenta grãos grandes, um pouco alongados e aparentando
alguma recuperação e recristalização, FIG. 4.42. Vêe-se algum serrilhamento nos contornos
de grãos e marcas de deformação.
FIG. 4.41 – Fotomicrografia da borda da amostra com 5 passes, laminada e resfriada em
água, do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
Quanto à superfície da amostra, a micrografia óptica mostra grãos irregulares, com
aparente retenção de encruamento e precipitação nos contornos, FIG. 4.43.
138
FIG. 4.42 – Fotomicrografia do centro da amostra com 5 passes, laminada e resfriada
em água, do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
FIG. 4.43 – Fotomicrografia da superfície da amostra com 5 passes, laminada e
resfriada em água, do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
139
4.2.9.2
MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
Nas varreduras do EBSD, os resultados da borda mostraram uma distribuição de
orientações homogênea. Há uma pequena variação de tamanho de grão, FIG. 4.44a.
As orientações próximas ao centro tendem aos planos (001) e próximos a ele. Na FIG.
4.44b, nota-se uma colônia de grãos com estas orientações (topo).
A varredura da superfície mostrou um resultado com grandes variações entre (101) e
(111), FIG. 4.44c.
FIG. 4.44 – Mapas de orientações e de IQ da borda, do centro e da superfície. Área
varrida de 200 x 600 (µm
2
), (a) e (c), e 400 x 1000 (µm
2
), (b), em 4,0 mm de espessura,
(p = 1 µm, IME – (a) e (c); p= 1,4 µm, LACAM/UFC – (b)).
4.2.9.3 FDOC
A FDOC da borda, FIG. 4.45a, apresenta picos de intensidades, na seção de
ϕ2 = 0°,
próximos a (001)[120]. Na seção de
ϕ2 = 45°, os picos estão em (110)[1-10], (110)[001] e
próximos à (-113)[0-3 1].
140
Na FIG. 4.45b, a FDOC do plano central da amostra apresenta picos de intensidades em
(001)[100] e, com maior intensidade, na seção de
ϕ2 = 45°, em (110)[1-10]. No plano da
superfície, a FDOC apresenta um pico de intensidade em (100)[011], FIG. 4.45c.
FIG. 4.45 – FDOC da amostra com 5 passes, laminada e resfriada em água, referidas aos
eixos DL-DT.
4.2.10 AMOSTRA COM 5 PASSES – LAMINADA E RESFRIADA AO AR
Esta é a segunda amostra laminada com 5 passes. O primeiro passe, a 935°C, reduziu a
espessura de 28 mm para 20 mm. Logo após foi reaquecida por 5 minutos, a 950°C,
preparando a chapa para o segundo passe. A segunda laminação, a 934°C, reduziu a espessura
a 12,5 mm. Novamente foi reaquecida a 950°C, por 5 minutos, sendo, logo em seguida,
laminada a 932°C, com espessura final de 8 mm. Outra vez, reaquecimento a 950°C, por 4
minutos. A espessura de saída do quarto passe foi de 5,9 mm, com temperatura de processo de
930°C. Após este passe, houve novo reaquecimento a 950°C, durante 3 minutos.O quinto
passe, a 932°C, terminou, com uma espessura de 4 mm.
141
4.2.10.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
Apesar da diferença no resfriamento, estas amostras apresentaram uma microestrutura
com a mesma morfologia das amostras com 5 passes, resfriadas em água, FIG. 4.46.
FIG. 4.46 – Fotomicrografia da borda da amostra com 5 passes, laminada e resfriada ao
ar, do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
Nota-se, ainda, a presença de contornos serrilhados, apesar de o resfriamento ter sido ao
ar.
A microestrutura da região central, FIG. 4.47, mostra grãos menos deformados do que na
borda, mas com muitos contornos serrilhados.
Quanto à superfície, os grãos, devido ao resfriamento mais lento, estão maiores e mais
“equiaxiais” do que os grãos da superfície da amostra resfriada em água, FIG. 4.48.
142
FIG. 4.47 – Fotomicrografia do plano central da amostra com 5 passes, laminada e
resfriada ao ar, do aço AISI 409. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
FIG. 4.48 – Fotomicrografia da superfície com 5 passes, laminada e resfriada ao ar, do
aço AISI 409. Aumento de 50 X. Reagente de Villela.
143
4.2.10.2
MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
Os resultados da varredura na borda mostraram a presença de grãos próximos à (101) e
alguns (001).
FIG. 4.49 – Mapas de orientações e de IQ da borda, centro e da superfície. Área varrida
de 400 x 800 (µm
2
), em 4,0 mm de espessura, (p= 1,4 µm; LACAM/UFC).
144
Nas varreduras do plano central há uma divisão entre as orientações dos planos (001) e
dos grãos (111), com pouca presença dos planos (101), FIG. 4.49b. Nota-se que existe
predominância de contornos de alto ângulo. Contornos de grão que não estão sinalizados nem
de preto nem de verde são, na realidade, contornos com ângulos de valores inferiores a 5°.
A varredura da superfície mostrou planos variando entre (111) e (101). Há alguma
presença de orientações próximas de (001)<uvw>, FIG. 4.49c.
4.2.10.3
FDOC
A FDOC da borda, apresentada na FIG. 4.50a, mostra picos de intensidades em
(001)[010] e (100)[010], em
ϕ2 = 0°, e (110)[1-10], em ϕ2 = 45 °. No plano central a FDOC
da amostra mantém o mesmo comportamento da borda, FIG. 4.50b.
Na superfície, a FDOC é semelhante à encontrada na borda e no centro da seção
longitudinal da amostra, FIG. 4.50c.
FIG. 4.50 – FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT.
145
4.2.11 AMOSTRA COM 5 PASSES – COMO RECEBIDA (BQ)
Esta amostra foi entregue na forma de bobina a quente (BQ), com 4 mm de espessura e
resfriada ao ar.
4.2.11.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
FIG. 4.51 – Fotomicrografias da seção longitudinal da amostra com 5 passes, como
recebida, BQ. Aumentos de 16 X. Reagente de Villela.
FIG. 4.52 – Fotomicrografia da superfície da amostra com 5 passes, como recebida, BQ.
Aumentos de 16 X. Reagente de Villela.
146
A microscopia óptica apresenta grãos equiaxiais ao longo da seção longitudinal, com um
grão anormalmente grande que atravessa a toda a seção, FIG. 4.51.
A micrografia óptica da superfície mostra grãos mais equiaxiais, recristalizados, e
recuperados, FIG. 4.52, com precipitados maiores dispersos na matriz e, mais finos,
ancorando contornos de grão.
4.2.11.2 MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
Quanto às varreduras, não se nota uma orientação preferencial na borda da amostra.
O plano central da amostra, como um todo, não possui uma orientação preferencial. Nas
extremidades do mapa há uma mescla entre os planos (001) e (101). Contudo, mais ao centro,
as orientações relacionadas ao plano (101) parecem dar lugar às do plano (111). As
orientações dos planos (001) estão em toda a área do Mapa, com ênfase no grão maior ao
centro, FIG. 4.53b.
FIG. 4.53 – Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro.
Área varrida de 200 x 600 (µm
2
), (a), e 1000 x 3000 (µm
2
), em 4,0 mm de espessura, (p =
1 µm, IME – (a); p= 1,4 µm, LACAM/UFC – (b)).
147
4.2.11.3 FDOC
A FDOC da borda tem as suas intensidades em (001)[010] e (001)[100], na seção de
ϕ2 =
0°, e (001)[010], na seção de
ϕ2 = 45°, FIG. 4.54a.
Os picos de intensidade da FDOC do plano central são mais fortes em (001)[100], em
ϕ2 = 0° (110)[1-10], em ϕ2 = 45°. Existem picos menos intensos em (001)[[010] nas duas
seções de
ϕ2, FIG. 4.54b.
FIG. 4.54 – FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT.
4.2.12 AMOSTRA COM 5 PASSES – LAMINADA, RESFRIADA EM ÁGUA,
REAQUECIDA E RESFRIADA AO AR
FIG. 4.55 – Fotomicrografias da seção longitudinal laminada, resfriada em água,
reaquecida e resfriada ao ar. Aumento de 50 X. Reagente de Villela.
148
Esta amostra foi preparada somente para comparar a sua microestrutura com a da
amostra de BQ, como recebida, FIG. 4.55. Para tanto, a amostra de 5 passes, laminada
e resfriada em água foi reaquecida a 950°C, durante 16 minutos, e resfriada ao ar.
4.3 AÇO INOXIDÁVEL FERRÍTICO AISI 430 E
Da mesma forma como foi feita com o aço 409, também a simulação do 430E foi
planejada à semelhança da feita na área industrial. Os parâmetros diferenciais, em relação aos
do 409, são a temperatura mais baixa, 850°C, e o número de passes. Processando o material
em temperaturas na faixa de 850 a 870°C, é de se esperar que não ocorram efeitos de
sensitização, já que este fenômeno é característicos dos aços inoxidáveis ferríticos aquecidos
a temperaturas superiores a 950°C e resfriados até a temperatura ambiente (COWAN II, R.L.,
1973). O tempo de encharque também foi de 20 minutos.
Um detalhe que ocorre na prática e que se espera ocorrer durante a simulação é o
acúmulo de deformação sem que aconteça recristalização durante o reaquecimento, já que este
aço é estabilizado ao Nb.
O total de amostras laminadas foi de 12, sendo 10 laminadas e dois esboços, conforme se
segue.
4.3.1 ESBOÇO COMO RECEBIDO
Esta amostra foi retirada de um pedaço da ponta da placa após o desbaste e antes de
entrar no laminador Steckel, conforme ocorreu com o aço 409.
4.3.1.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
A microestrutura da borda esboço como recebido é muito heterogênea. Na FIG. 4.56
vêem-se colônias de grãos menores em torno dos grãos maiores. Também se notam
precipitados dispersos.
149
FIG. 4.56 – Fotomicrografia da borda do esboço como recebido do aço AISI 430E.
Aumento de 16 X. Reagente de Villela.
FIG. 4.57 – Fotomicrografia do plano central do esboço como recebido do aço AISI
430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
150
No centro há uma dispersão maior dos grãos menores, mas que voltam a formar colônias
quando se aproximam das bordas, FIG. 4.57. Comparando as micrografias do centro com as
da borda, pode-se afirmar que essa microestrutura irregular se repete em toda espessura do
esboço.
A superfície da amostra apresenta uma morfologia muito heterogênea, com grãos grandes
e pequenos, além de precipitados grandes e dispersos na matriz, FIG. 4.58.
FIG. 4.58 – Fotomicrografia da superfície do esboço como recebido do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
.
4.3.1.2 MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
Em relação às varreduras da borda, as orientações do Mapa da FIG.4.59a concentram-se
mais nos planos (113), (541), (521) e (332).
O mapa de orientações do centro possui uma diversificação maior, em relação à borda.
Não há uma orientação preferencial em nenhum dos dois Mapas, FIG. 4.59b.
151
FIG. 4.59 – Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 200 x
600 (µm
2
), (a), e 600 x 1960 (µm
2
), em 28,0 mm de espessura,
(p= 2,2 µm; INMETRO).
4.3.1.3 FDOC
FIG. 4.60 – FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT.
A FDOC da borda do esboço como recebido, mostrado na FIG. 4.60a, tem suas maiores
intensidades próximas a (203)[33-2], para
ϕ2 = 0°, e próximas a (113)[3-32] e (110)[3-31],
para
ϕ2 = 45°. Os picos da FDOC da região central da seção longitudinal estão em (001)[010]
e (001)[100], na seção de
ϕ2 = 0°, FIG. 4.60b.
152
4.3.2 ESBOÇO REAQUECIDO E RESFRIADO EM ÁGUA
Esta amostra foi reaquecida a 870 °C, durante 20 minutos, e resfriada em água. Esta
condição de simulação tenta representar a amostra na entrada no primeiro passe.
4.3.2.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
A micrografia da borda revela colônias de grãos grandes e pequenos, como no caso do
esboço como recebido, porém, os grãos estão arrumados de forma mais agrupada, FIG. 4.61.
A micrografia também revela grãos heterogêneos e a presença de alguns
precipitados grosseiros.
FIG. 4.61 – Fotomicrografia da borda do esboço reaquecido do aço AISI 430E. Aumento
de 16 X. Reagente de Villela.
153
FIG. 4.62 – Fotomicrografia do centro reaquecido do aço AISI 430E. Aumento de 100 X.
Reagente de Villela.
FIG. 4.63 – Fotomicrografia da superfície reaquecido do aço AISI 430E. Aumento de
100 X. Reagente de Villela..
154
No centro, as microestruturas apresentam regiões com colônias de grãos menores e
alguns grãos maiores, FIG. 4.62, evidenciando a heterogeneidade da microestrutura.
Na superfície da amostra, a microestrutura continua irregular e com muitos precipitados,
semelhante à superfície da amostra anterior, FIG. 4.63.
4.3.2.2
MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
Na borda, nas varreduras do EBSD, FIG.4.64a, a região central do mapa é
predominantemente de grãos com os planos (111), com presença do plano (001) e quase
nenhuma do (101). Nota-se que na região onde os grãos são bem menores do que o grão
mostrado ao centro do mapa há uma predominância de contornos de alto ângulo (cerca de
95% do total). O mapa correspondente ao centro da amostra apresenta tendência a orientação
preferencial. A presença maior é grãos (001) e uma variação entre (101) e (111), mais fraca,
FIG. 4.64b.
FIG. 4.64 – Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 200 x
600 (µm
2
), (a), e 1050 x 2500 (µm
2
), (b), em 28 mm de espessura,
(p= 1,4 µm; LACAM/UFC).
4.3.2.3 FDOC
A FDOC da borda, FIG. 4.65a, apresenta picos mais intensos na seção de
ϕ2 = 0°,
(001)[100] e uma fibra parcial (001)[uvw]. Em
ϕ2 = 45° existem picos intensos em
(001)[010] e (110)[1-10].
A FDOC do plano central é semelhante à da borda, FIG. 4.65b.
155
FIG. 4.65 – FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT.
4.3.3 AMOSTRA COM 1 PASSE – LAMINADA E RESFRIADA EM ÁGUA
Apesar de este aço ter sido processado em um número maior de passes, a primeira
redução é idêntica a do 409, ou seja, a amostra do esboço entra com uma espessura de 28 mm
e sai com 20 mm. A laminação é seguida por um resfriamento em água. Isto “congela” a
condição de saída da chapa no primeiro passe. A temperatura de laminação foi de 860°C, com
um percentual de redução de 28,57% e
∆ igual a 0,756.
4.3.3.1
MICROSCOPIA ÓPTICA
A microestrutura óptica mostra grãos alongados, com uma concentração maior de grãos
pequenos na borda, FIG. 4.66, e a presença de precipitados grosseiros.
No centro, vêem-se grãos deformados com contornos irregulares, FIG. 4.67, com
precipitados e marcas intragranulares mais evidentes.
A superfície mostra uma estrutura de grãos alongados, em regiões bem definidas. Não se
nota a presença de precipitados, FIG. 4.68.
156
FIG. 4.66 – Fotomicrografia da borda da amostra com 1 passe, laminada e resfriada em
água, do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
FIG. 4.67 – Fotomicrografia do centro da amostra com 1 passe, laminada e resfriada em
água, do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
157
FIG. 4.68 – Fotomicrografia da superfície da amostra com 1 passe, laminada e resfriada
em água, do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
4.3.3.2
MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
FIG. 4.69 – Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 560 x
2100 (µm
2
), (a), e 600 x 1300 (µm
2
), (b), em 20 mm de espessura,
(p= 2,2 µm; INMETRO).
158
Nos resultados das varreduras, os mapas de orientações da borda e do centro apresentam
tendências aos planos próximos a (001), FIG. 4.69a e 4.69b.
4.3.3.3
FDOC
FIG. 4.70 – FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT.
A FDOC da borda, na seção de ϕ2 = 0°, tem picos de intensidades em (001)[010]. Para
ϕ2 = 45°, a maior intensidade está também em (001)[010], FIG. 4.70a.
O plano central da amostra tem intensidades mais fortes em (001)[100], seção de
ϕ2 = 0°.
Para a seção de
ϕ2 = 45°, os picos estão em (001)[010] e (110)[1-10], FIG. 4.70b.
4.3.4 AMOSTRA COM 1 PASSE – LAMINADA, REAQUECIDA E RESFRIADA EM
ÁGUA
Em termos de percentual reduzido, esta amostra é igual a anterior. A principal diferença
está no tratamento dado após o passe. Esta amostra foi reaquecida a 870°C, por 5 minutos, e
resfriada em água, logo em seguida, o que significa dizer que esta etapa simula a condição de
entrada no segundo passe. A redução ocorreu a uma temperatura de 861°C.
4.3.4.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
Como resultado, a microestrutura é semelhante à da amostra anterior, sendo também fácil
observar a presença de precipitados dispersos na matriz, FIG. 4.71.
159
O centro da amostra apresenta uma microestrutura com grãos deformados e contornos
irregulares, FIG.4.72. Da mesma forma que na borda, os precipitados finos e os carbonetos
tornam-se mais visíveis na micrografia.
A superfície da amostra também mostra a presença de grãos alongados, mais evidente
aqui, do que anteriormente, FIG. 4.73.
FIG. 4.71 – Fotomicrografias da borda da amostra com 1 passe, reaquecida e resfriada
em água, do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
160
FIG. 4.72 – Fotomicrografias do centro da amostra com 1 passe, reaquecida e resfriada
em água, do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
FIG. 4.73 – Fotomicrografias da superfície da amostra com 1 passe, reaquecida e
resfriada em água, do aço AISI 430E. Aumento de 50 X. Reagente de Villela.
161
4.3.4.2
MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
FIG. 4.74 – Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro,
(p= 1,4 µm, LACAM/UFC – (a) e (b); p = 1 µm, IME – (c)).
No mapa de orientações da borda, apresentado na FIG. 4.74a, os grãos relacionados aos
planos (001), (116), (113) e (521) têm IQ mais alto. Os outros grãos, principalmente os do
plano (111), também têm IQ alto, porém, não tão alto quanto os outros.
O centro, apesar de mostrar uma variação quase que somente de (001) e (111), os valores
de IQ mais altos também estão ligados a (001), FIG. 4.74b.
4.3.4.3
FDOC
FIG. 4.75 – FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT.
162
Quanto a FDOC, os resultados da borda são semelhantes aos encontrados no centro da
amostra anterior, FIG. 4.75a. A FDOC do centro, FIG. 4.75b, é semelhante à da borda.
4.3.5
AMOSTRA COM 2 PASSES – LAMINADA, REAQUECIDA E RESFRIADA EM
ÁGUA
Enquanto no aço 409 o segundo passe reduzia a espessura de 20 para 12,5 mm, no aço
430E, a espessura, ao final do segundo passe, foi de 14 mm. Esta redução é de 30%, com um
∆ de 0,6183.
A amostra do esboço para esta etapa da simulação foi reaquecida e encharcada a 870°C,
por 20 minutos. Passado este tempo, o primeiro passe ocorreu a uma temperatura de 861°C,
sendo a espessura reduzida de 28 para 20 mm, com a chapa reaquecida a 870 °C, logo ao final
do passe. Após os 5 minutos de reaquecimento, a chapa foi outra vez laminada, de 20 para 14
mm, a 860°C, seguida de um novo reaquecimento a 870°C, por 5 minutos, e, por fim,
resfriada em água. Isto visa simular a chapa antes de iniciar o terceiro passe.
4.3.5.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
A microestrutura da borda revelou grãos bem alongados no sentido de laminação, e
alguns poucos precipitados dispersos na matriz, FIG. 4.76. É possível observar grãos maiores
e menores, com contornos irregulares, além de boa quantidade de precipitados presentes na
microestrutura.
As micrografias do centro revelam as mesmas morfologias da borda, ou seja, grãos
alongados, com deformação acumulada, FIG. 4.77, e a presença de precipitados finos na
matriz.
Observando os resultados relativos à superfície da amostra, a microestrutura já não
apresenta as estruturas alongadas de forma definida com na amostra anterior. É possível notar
a presença de precipitados, FIG. 4.78.
163
FIG. 4.76 – Fotomicrografia da borda da amostra com 2 passes do aço 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
FIG. 4.77 – Fotomicrografia do centro da amostra com 2 passes do aço 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
164
FIG. 4.78 – Fotomicrografia da superfície da amostra com 2 passes do aço 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
4.3.5.2 MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
Nos resultados de varreduras no MEV, a borda apresenta um mapa de orientações,
semelhantemente aos da borda, também bastante heterogêneo, FIG. 4.79a.
Já nas varreduras do centro, há alguma quantidade de grãos alongados, relacionados com
planos (001) e (101).
A varredura da superfície não revelou uma orientação preferencial, apesar de presença
maior número de grãos relacionados à (001), FIG. 4.79c.
165
FIG. 4.79 – Mapas de orientações e de IQ da borda, do centro e de superfície.
(p= 2,2 µm, INMETRO – (a) e (b); p = 1 µm, IME – (c)).
4.3.5.3
FDOC
Na FIG. 4.80a, a FDOC da borda apresenta intensidades em (001)[110], tanto na seção de
ϕ2 = 0°, quanto em ϕ2 = 45°.
Na a seção de
ϕ2 = 0°, da FDOC do plano central, há picos de intensidades em
(001)[100], (001)[010] e (100)[011]. Já, em
ϕ2 = 45°, a intensidade está em (001)[110], FIG.
4.80b.
Na FDOC da superfície, FIG. 4.80c, as intensidades são fortes em (100)[011], na seção
de
ϕ2 = 0°. Em ϕ2 = 45° a intensidade é também maior em (001)[110].
166
FIG. 4.80 – FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT.
4.3.6 AMOSTRA COM 3 PASSES – LAMINADA E RESFRIADA EM ÁGUA
Esta amostra foi laminada com o objetivo de simular como estaria a microestrutura ao
final do terceiro passe. Depois de encharcado a 870°C, por 20 minutos, a amostra do esboço
foi laminada de 28 para 20 mm, na espessura, com uma temperatura de 862°C. Levada ao
forno, permaneceu por 5 minutos, a 870°C, para depois passar pelo segundo passe. A segunda
redução, feita a 857°C, diminuiu a espessura da chapa para 14 mm. Antes do terceiro passe, a
chapa foi reaquecida a 870°C, por mais 5 minutos, e, depois, reduzida de 14 para 10,8 mm, na
espessura. Esta redução representa 22,86% entre os dois últimos passes. O
∆ final de
simulação foi de 0,6175. Ao final do terceiro passe, feito a 858°C, a chapa foi resfriada em
água.
4.3.6.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
A microestrutura da borda da seção longitudinal mostra grãos alongados no sentido de
laminação, FIG. 4.81.
167
FIG. 4.81 – Fotomicrografia da borda da amostra com 3 passes, laminada e resfriada em
água, do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
FIG. 4.82 – Fotomicrografia do centro da amostra com 3 passes, laminada e resfriada
em água, do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
168
FIG. 4.83 – Fotomicrografia da superfície da amostra com 3 passes, laminada e
resfriada em água, do aço AISI 430E. Aumento de 16 X. Reagente de Villela.
Quanto ao centro da chapa, as micrografias mostram contornos de grãos irregulares, FIG.
4.82, com precipitados finos distribuídos pela matriz.
A micrografia da superfície, FIG 4.83, também mostra, com mais definição, a estrutura
de grãos alongados que, aparentemente, havia sumido na amostra anterior.
4.3.6.2
MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
As varreduras mantêm a tendência de não apresentar uma orientação preferencial,
FIG.4.84a.
Observando os resultados das varreduras no centro da seção longitudinal da amostra,
apesar de ainda existir alguma heterogeneidade no Mapa, o que se nota é alguma
predominância de grãos próximos a (101) e alguns (001), FIG.4.84b.
O mapa de orientações da superfície mostra uma distribuição heterogênea, com pouca
predominância de grãos (001) e outros próximos a eles, FIG.4.84c.
169
FIG. 4.84 – Mapas de orientações e de IQ da borda, centro e superfície. Área varrida de
100 x 350 (µm
2
), (a), e 180 x 630 (µm
2
), (b), e 110 x 380 (µm
2
), em 10,8 mm de
espessura,(p= 2,2 µm, INMETRO – (a) e (b); p = 1,5 µm, IME – (c)).
4.3.6.3 FDOC
A FDOC da borda, FIG. 4.85a, tem o seu ponto de máximo em (110)[001], para
ϕ2 =
45°. No centro, FIG.4.85b, a FDOC tem picos de intensidades em (223)[1-10] e (110)[001],
quando
ϕ2 = 0°. Para ϕ2 = 45°, os picos estão em (001)[010] e (110)[001].
A FDOC da superfície tem fortes intensidades em (001)[100], na seção de
ϕ2 = 0° e na
seção de
ϕ2 = 45°, FIG. 4.85c.
170
FIG. 4.85 – FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT.
4.3.7
AMOSTRA COM 3 PASSES – LAMINADA, REAQUECIDA E RESFRIADA EM
ÁGUA
Esta é uma outra amostra laminada com 3 passes. Depois do encharque a 870°C, por
20 minutos, o esboço foi laminado de 28 para 20 mm, na espessura, a uma temperatura de
860°C. Logo após, foi reaquecido a 870°C, por 5 minutos, e laminado de 20 para 14 mm, na
espessura, a 857°C. Retornou ao forno onde foi novamente reaquecido a 870°C, por 5
minutos. Findo este tempo, a chapa foi laminada de 14 para 10,8 mm, a 865°C, terminando
com um reaquecimento de 5 minutos, a 870°C, e um resfriamento em água. Esta simulação
visa reproduzir a condição da chapa anterior à daquela na entrada no quarto passe da
laminação a quente, no Steckel.
171
4.3.7.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
Os primeiros resultados mostram uma microestrutura bem alongada na borda, FIG.4.86.
Os precipitados ficam mais visíveis também na borda da seção longitudinal da amostra.
FIG. 4.86 – Fotomicrografia da borda da amostra com 3 passes, reaquecida e resfriada
em água, do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
Em relação ao centro, é possível notar a presença de alguns precipitados, FIG. 4.87.
As microestruturas da superfície desta amostra evidenciam, com mais detalhes, as
colônias de grãos alongados, FIG. 4.88.
172
FIG. 4.87 – Fotomicrografia do centro da amostra com 3 passes, reaquecida e resfriada
em água, do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
FIG. 4.88 – Fotomicrografia da superfície da amostra com 3 passes, reaquecida e
resfriada em água, do aço AISI 430E. Aumento de 16 X. Reagente de Villela.
173
4.3.7.2 MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
O mapa de varreduras da borda, FIG. 4.89a, mostra um grão grande, com plano próximo
a (001), na sua parte central. Na região acima deste grão, há uma variedade de grãos com
diferentes orientações que incluem (101) e (001). Na parte inferior, a predominância é de
grãos próximos a (111).
O mapa de orientações e de IQ do centro não apresenta grãos próximos à (111). Os
planos se repartem entre (112) e (113). O Mapa é formado, quase que exclusivamente por
(001) e (101), FIG. 4.89b.
FIG. 4.89 – Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 100 x
350 (µm
2
), (a), e 180 x 630 (µm
2
), (b), e 110 x 380 (µm
2
), em 10,8 mm de espessura, (p = 1
e 2,2 µm; INMETRO).
4.3.7.3 FDOC
A FIG. 4.90a apresenta a FDOC da borda da amostra. Na FDOC, existem picos de
intensidades em (110)[001].
A FDOC do centro tem máximos em (001)[010], na seção de
ϕ2 = 0°. Na seção de ϕ2 =
45° os máximos estão em (001)[010] e (112)[110], FIG. 4.90b.
174
FIG. 4.90 – FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT.
4.3.8
AMOSTRA COM 4 PASSES – LAMINADA, REAQUECIDA E RESFRIADA EM
ÁGUA
Esta amostra começou a ser laminada a 860°C, depois de 20 minutos de encharque, a
870°C. A primeira redução da espessura foi de 28 para 20 mm, seguida de um reaquecimento
a 870°C, por minutos. Ao sair do forno, a chapa foi laminada de 20 para 14 mm, a 857°C.
Depois, um novo reaquecimento, a 870°C, por 5 minutos, e um novo passe. A temperatura do
terceiro passe foi de 857°C, com a espessura passando de 14 para 10,8 mm. Outro
reaquecimento a 870°C, por mais 5 minutos. Ao sair do forno, a chapa foi laminada pela
quarta vez, com a espessura final de 8,1 mm e temperatura de processo igual a 857°C. Um
outro reaquecimento a 870°C, seguido de um resfriamento em água foi feito para simular a
condição de entrada no quinto passe da laminação a quente. O tempo do último
reaquecimento também foi de 5 minutos.
4.3.8.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
As fotomicrografias mostram uma borda bem deformada, FIG. 4.91.
A microestrutura da região central, FIG. 4.92, mostra um acúmulo de deformação com o
decorrer das laminações. A área mais ao centro da micrografia apresenta grãos menores em
torno dos maiores. Pode-se ver grãos alongados, somente deformados, sem qualquer
recristalização aparentemente visível.
A superfície desta amostra não apresenta a morfologia de grãos alongados, como visto
anteriormente, em outras amostras, FIG. 4.93.
175
FIG. 4.91 – Fotomicrografia da borda da amostra com 4 passes, do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
FIG. 4.92 – Fotomicrografia do centro da amostra com 4 passes, do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
176
FIG. 4.93 – Fotomicrografia da superfície da amostra com 4 passes, do aço AISI 430E.
Aumento de 50 X. Reagente de Villela.
4.3.8.2 MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
O Mapa de orientações da borda é ocupado, em boa parte, por grãos (001) e outros
próximos a eles, FIG. 4.94a.
Quanto ao centro, o seu Mapa de orientações, FIG. 4.94b, é quase que totalmente
formado por grãos (101).
A varredura da superfície produziu um Mapa de orientações muito diversificado,
mantendo o padrão da maioria das amostras, que é o de não ter uma orientação preferencial
marcada, FIG. 4.94c.
177
FIG. 4.94 – Mapas de orientações e de IQ da borda, centro e superfície. Área varrida de
100 x 350 (µm
2
), (a), 180 x 630 (µm
2
), (b), e 110 x 380 (µm
2
), (c), em 8,1 mm de espessura,
(p= 1 e 2,2 µm, INMETRO – (a) e (b); p = 1,5 µm, IME – (c)).
4.3.8.3 FDOC
A FDOC da borda tem intensidades em (001)[100], na seção de
ϕ2 = 0° e (110)[001] e
próxima a (113)[1 2-1], na seção de
ϕ2 = 45°, FIG. 4.95a. O centro mostra picos de pouca
intensidade em
ϕ2 = 0°, nas orientações (001)[110]. Na seção de ϕ2 = 45°, os picos são mais
fortes, tendo o seu máximo próximo a (113)[1-10], FIG. 4.95b. Na superfície, FIG 4.95c, as
intensidades têm seus máximos em (110)[001], para as seções de
ϕ2 = 0° e 45 °.
178
FIG. 4.95 – FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT.
4.3.9 AMOSTRA COM 5 PASSES – LAMINADA, REAQUECIDA E RESFRIADA EM
ÁGUA
A amostra com 5 passes encharcada por 20 minutos, a 870°C, e laminada em
temperaturas de 860°C, no primeiro passe, 862°C, no segundo passe, 860°C, no terceiro
passe, 858°C, no quarto passe, e 857°C, no quinto e último passe.
Sempre, entre um passe e outro, a amostra voltava para o forno, a fim de ser reaquecida.
O tempo de permanência no forno foi de 5 minutos, entre passes. Após o quinto passe, a
chapa foi reaquecida a 870°C, porém, por 4 minutos. Ao final deste tempo, foi resfriada em
água. Comparativamente à produção industrial, esta amostra está simulando a entrada no
sexto passe do Steckel.
As reduções entre passes foram as mesmas das chapas anteriores. Como esta amostra
sofreu mais um passe, a redução final deixou a chapa com 6,6 mm de espessura. Como a
espessura anterior era de 8,1 mm, a redução foi de 18,52%, com um
∆ de 0,5346.
179
4.3.8.2
MICROSCOPIA ÓPTICA
FIG. 4.96 – Fotomicrografia da borda da amostra com 5 passes, do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
As microestruturas da amostra com 5 passes são semelhantes à anterior, onde se percebe
um acúmulo de deformação de uma amostra para outra, FIG. 4.96.
O centro da amostra apresenta as mesmas morfologias das amostras anteriores, com
contornos irregulares, grãos menores reunidos em colônias, ao redor dos grãos maiores, e a
deformação sendo acumulada a cada passe, FIG. 4.97.
Na superfície, observa-se que a estrutura de grãos alongados, apesar de não estar evidente
na superfície da amostra anterior, parece querer se formar outra vez, FIG.4.98.
180
FIG. 4.97 – Fotomicrografia do centro da amostra com 5 passes, do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
FIG. 4.98 – Fotomicrografia da superfície da amostra com 5 passes, do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
181
4.3.9.2 MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
FIG. 4.99 – Mapas de orientações e de IQ da borda, centro e superfície. Área varrida de
310 x 500 (µm
2
), (a) e (b), e 150 x 380 (µm
2
), em 6,6 mm de espessura,
(p= 1,4 µm, LACAM/UFC – (a) e (b); p = 1,5 µm, IME – (c)).
A varredura da borda mostrou uma concentração de grãos (001) no centro do mapa e uma
variação de (101) e (111) ao redor, FIG. 4.99a. No centro da amostra há uma concentração
maior de grãos (001) e alguns poucos (101) e (111), FIG. 4.99b.
O mapa de orientações da superfície é bem homogêneo, com o mesmo aspecto do Mapa
da superfície da amostra com 4 passes, FIG. 4.99c.
4.3.9.3 FDOC
A seção de
ϕ2 = 0°, da FDOC da borda, tem intensidades em (001)[100]. Na seção de ϕ2
= 45° os picos são em (110)[1-1 0], com um outro, porém, menos intenso em (001)[010], FIG.
4.100a. A FIG. 4.100b apresenta a FDOC do centro da amostra onde se nota um forte pico em
(113)[1 -1 0]. A FDOC da superfície mostra picos de intensidades em (101)[13-1], para a
seção de
ϕ2 = 0°. Para a seção de ϕ2 = 45° as intensidades estão presentes em (110)[1-13] e
(113)[3 3-2], FIG. 4.100c.
182
FIG. 4.100 – FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT.
4.3.10 AMOSTRA COM 6 PASSES – LAMINADA, REAQUECIDA E RESFRIADA EM
ÁGUA
Mantendo a mesma linha de processamento feito até aqui, a amostra com 6 passes sofreu
as mesmas deformações que as anteriores, com reduções a temperaturas de 860, 855, 855,
855, 850 e 856°C, entre passes, respectivamente.
O tempo de reaquecimento entre passes foi de 5 minutos até o a passagem do quarto para
o quinto passe. Do quinto para o sexto passe, o tempo de reaquecimento da chapa foi de 4
minutos. Após o sexto passe o tempo passa para 3 minutos.
A temperatura de reaquecimento e de encharque permaneceu a mesma, ou seja, 870°C. O
tempo de encharque também foi de 20 minutos. Na passagem do sexto passe, a espessura foi
reduzida de 6,6 para 5,2 mm. Isto representa uma redução de 21,21% e um
∆ de 0,4442.
A amostra com 6 passes, laminada, reaquecida e resfriada em água simula a condição de
entrada no sétimo passe da laminação a quente do aço 430E.
183
4.3.10.1
MICROSCOPIA ÓPTICA
FIG. 4.101 – Fotomicrografia da borda da amostra com 6 passes, do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
As microestruturas da borda revelam um acúmulo de deformação, conforme vinha
ocorrendo até então, FIG. 4.101.
Quanto ao centro, as microestruturas mostram uma continuidade na morfologia dos
grãos, semelhantemente à da borda, FIG. 4.102.
A micrografia da superfície revela a tendência que se vem desenhando desde a amostra
passada. Com 6 passes é possível ver, novamente, colônias de grãos alongados na superfície
da amostra, FIG. 4.103.
184
FIG. 4.102 – Fotomicrografia do centro da amostra com 6 passes, do aço AISI 430E.
Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
FIG. 4.103 – Fotomicrografia da superfície da amostra com 6 passes, do aço AISI 430E.
Aumento de 50 X. Reagente de Villela.
185
4.3.10.2 MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
A varredura da borda mostrou uma variação grande entre os grãos (001), (101) e (111),
sendo os primeiros com uma presença maior, FIG. 4.104a.
Os mapas de orientações e de IQ, do centro, são mostrados na FIG. 4.104b. São
semelhantes aos da borda.
O mapa de orientações da superfície, diferentemente dos outros, mostra uma forte
tendência a (001), FIG. 4.104c.
FIG. 4.104 – Mapas de orientações e de IQ da borda, do centro e da superfície. Área
varrida de 310 x 500 (µm
2
), (a) e (b), e 150 x 380 (µm
2
), em 5,2 mm de espessura, (p= 1,4
µm, LACAM/UFC – (a) e (b); p = 1 µm, IME – (c)).
4.3.10.3 FDOC
O comportamento das FDOC é bem parecido com o encontrado na borda da amostra com
5 passes, ou seja: a seção de
ϕ2 = 0° tem intensidades em (001)[100]. Na seção de ϕ2 = 45°,
os picos são em (110)[1-10], com um outro, porém, menos intenso em (001)[010], FIG.
4.106a. A FDOC do centro é mostrada na FIG. 4.105. Não difere da borda. As intensidades da
186
FIG. 4.105c, que mostra a FDOC da superfície, estão distribuídas em (103)[3 3-1] e (101)[31-
3], para a seção de
ϕ2 = 0°. Na seção de ϕ2 = 45° a intensidade maior está em (110)[3-3 1].
FIG. 4.105 – FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT.
4.3.11 AMOSTRA COM 7 PASSES – LAMINADA E RESFRIADA EM ÁGUA
A amostra com 7 passes, laminada e resfriada em água é a condição de saída da chapa no
último passe. Para chegar até o sétimo passe, o esboço foi encharcado, a 870°C, laminado do
primeiro até o último passe, da mesma forma como foi feito com as outras amostras. As
temperaturas de laminação foram quase que constantes em todo processo, 850°C. Somente no
quinto passe é que a temperatura foi diferente, chegando a 852°C.
O tempo de reaquecimento a 870°C, entre passes, foi de 5 minutos, até o quinto passe. Do
quinto para o sexto, levou-se 4 minutos no forno e, do sexto para o sétimo, 3 minutos. Após o
sétimo passe a chapa laminada foi resfriada em água.
A variação de espessura final foi de 5,2 para 4 mm. Isto equivale a 23,08% de redução e a
um
∆ de 0,3741.
187
4.3.11.1
MICROSCOPIA ÓPTICA
Examinando a microestrutura da borda da seção longitudinal da amostra observa-se que
ela é formada por uma grande quantidade de grãos deformados e com poucos precipitados,
FIG. 4.106.
No centro, a microestrutura apresenta deformação acumulada, FIG. 4.107.
A microestrutura da superfície torna mais clara, ainda, a formação de colônias de grãos
alongados, FIG. 4.108.
FIG. 4.106 – Fotomicrografia da borda da amostra com 7 passes, laminada e resfriada
em água, do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
188
FIG. 4.107 – Fotomicrografia do centro da amostra com 7 passes, laminada e resfriada
em água, do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
FIG. 4.108 – Fotomicrografia da superfície da amostra com 7 passes, laminada e
resfriada em água, do aço AISI 430E. Aumento de 50 X. Reagente de Villela.
189
4.3.11.2 MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
O mapa de orientações da borda mostra uma tendência a planos (001), porém, com alguns
grãos correspondentes a (111), FIG. 4.109a.
O mapa do centro da amostra é semelhante ao da borda, com uma predominância de
(001) a alguns grãos de (111), FIG. 4.109b.
O mapa de orientações da superfície mostra uma região de transição entre as colônias de
grãos alongados e os demais grãos. Os grãos alongados, parte superior, são próximos a (001),
enquanto, nos demais grãos, a distribuição é mais diversificada, FIG. 4.109c.
FIG. 4.109 – Mapas de orientações e de IQ da borda, centro e superfície. Área varrida
de 310 x 500 (µm
2
), (a) e (b), e 150 x 380 (µm
2
), em 4,0 mm de espessura, (p= 1,4 µm,
LACAM/UFC – (a) e (b); p = 1 µm, IME – (c)).
190
4.3.11.3 FDOC
O comportamento da FDOC, na borda, é semelhante ao de amostras anteriores, com
intensidades em (001)[100], na seção de
ϕ2 = 0°. Na seção de ϕ2 = 45° os picos são em
(110)[1-10] e em (001)[010], FIG. 4.110a.
A FDOC do centro segue o mesmo comportamento descrito para a borda, FIG 4.110b.
Na superfície, a FDOC, FIG. 4.110c, tem intensidades em próximas a (101)[010], na
seção de
ϕ2 = 0°. Quando ϕ2 = 45°, as intensidades máximas ficam em (001)[110] e
(110)[001].
FIG. 4.110 – FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT.
4.3.12 AMOSTRA COM 7 PASSES – LAMINADA E RESFRIADA AO AR
Esta amostra é a simulação o resfriamento da BQ. Contudo, não se deve esquecer a
diferença de massa entre uma BQ e uma amostra laminada e resfriada ao ar em laboratório.
Esta amostra foi processada nos mesmos moldes da anterior. Além do tratamento final, as
únicas diferenças estão nas temperaturas de laminação. O primeiro, o segundo, o quinto e o
191
sexto passes foram feitos a 850°C. O terceiro e o quarto, a 852°C. O sétimo e último passe foi
dado a 855°C. As reduções foram às mesmas feitas na amostra anterior.
4.3.12.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
A microestrutura da borda apresenta muitos grãos deformados, sem a clara presença de
recristalização. Há uma grande faixa central formada por grãos maiores, FIG. 4.111.
FIG. 4.111 – Fotomicrografia da amostra com 7 passes, laminada e resfriada ao ar, do
aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
.
A micrografia da superfície mostra grãos menos deformados do que a amostra com 7
passes anterior, , laminada e resfriada em água, FIG. 4.112.
192
FIG. 4.112 – Fotomicrografias da superfície da amostra com 7 passes, laminada e
resfriada ao ar, do aço AISI 430E. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
4.3.12.2
MAPAS DE ORIENTAÇÕES E DE IQ
FIG. 4.113 – Mapas de orientações e de IQ da borda e do centro. Área varrida de 310 x
500 (µm
2
) em 4,0 mm de espessura, (p= 1,4 µm; LACAM/UFC).
193
O mapa de orientações da borda é muito diversificado, com uma leve predominância de
grãos (101), FIG. 4.113a. O mapa de orientações e de IQ do centro, FIG. 4.113b, apresenta
uma presença maior de grãos próximos a (001), em comparação com o mapa da borda.
4.3.12.3
FDOC
As FDOC, tanto da borda, quanto à do centro, têm comportamentos idênticos a FDOC da
amostra anterior, FIG. 4.114a e FIG. 4.114b, respectivamente.
FIG. 4.114 – FDOC da amostra, referidas aos eixos DL-DT.
4.3.13 AMOSTRA COM 7 PASSES – COMO RECEBIDA (BQ INDUSTRIAL)
Esta amostra foi entregue na forma de BQ (Bobina a Quente), laminada em torno de
850°C, com espessura final de 4 mm.
4.3.13.1 MICROSCOPIA ÓPTICA
As micrografias da borda e do centro mostram grãos equiaxiais, principalmente no
centro. Pouca presença de precipitados, FIG. 4.115 e 4.116.
194
FIG. 4.115 – Fotomicrografia da borda da amostra de BQ do aço 430E. Aumento de
50X. Reagente de Villela.
FIG. 4.116 – Fotomicrografias do centro da amostra de BQ do aço 430E. Aumento de
50X. Reagente de Villela.
195
4.3.14 AMOSTRA COM 7 PASSES – LAMINADA, RESFRIADA EM ÁGUA,
REAQUECIDA E RESFRIADA AO AR
Esta amostra foi idealizada, tal como ocorreu com a do aço 409, somente para comparar a
sua microestrutura com a da amostra da BQ, como recebida, FIG. 4.117 e 4.118. Para tanto, a
amostra de 7 passes, laminada e resfriada em água foi reaquecida a 850°C, durante 16
minutos, e resfriada ao ar.
As fotomicrografias apresentaram grãos equiaxiais, semelhantes àquelas mostradas na
BQ como recebida. Contudo, não é possível observar a presença de precipitados tal qual foi
visto na BQ.
FIG. 4.117 – Fotomicrografia da borda da amostra laminada, resfriada em água,
reaquecida e resfriada ao ar, do aço 430E. Aumento de 100X. Reagente de Villela.
.
FIG. 4.118 – Fotomicrografia do centro da amostra laminada, resfriada em água,
reaquecida e resfriada ao ar, do aço 430E. Aumento de 100X. Reagente de Villela.
.
196
4.4 CÁLCULO DAS FASES PRESENTES DURANTE A LAMINAÇÃO
Há dois tipos de gráficos:
a) Fração de fases em função da temperatura. O eixo y mostra quanto da
microestrutura é de cada fase (em moles/moles) para cada temperatura de equilíbrio. A escala
log no eixo y permite ver os precipitados e sulfetos.
b) Composição dos precipitados. Em fração molar fica mais fácil de ver quem está
nos precipitados. Todos os (TiNb)(CN) tem a mesma estrutura básica, então aparecem
sempre como CFC seguido de um número, como mostrado.
Observações que podem ser interessantes:
O 409L cruza o campo alfa-gama e fica bastante rico em gama na faixa de temperatura de
interesse;
O principal precipitado no 409L começa como TiN durante a solidificação. À medida
que a temperatura se reduz, a composição fica mais para TiC;
A mudança de carbosulfeto de Ti para MnS é irrelevante, pois é possível que
cineticamente não ocorra;
No 430E têm-se os dois precipitados: Um TiN que varia de composição com T e um NbC
que também varia de composição.
FIG. 4.119 – Diagrama de fases do aço inoxidável ferrítico AISI 409 versus T.
197
FIG. 4.120 – Diagrama de fases do aço inoxidável ferrítico AISI 430 E versus T.
FIG. 4.121 – Aço 409 atravessando o campo alfa-gama.
198
FIG. 4.122 – Principais elementos no fcc#2: Nb, C e N.
FIG. 4.123 – Principais elementos no fcc#3: Ti, N e C.
199
FIG. 4.124 – Principais elementos no fcc#5: Ti, N, Nb e C.
200
5 DISCUSSÃO
5.1 CONSIDERAÇÕES INICIAIS
Considerando que o ponto de partida, tanto do Steckel quanto da simulação, é o mesmo,
ou seja, placa desbastada, espera-se que a análise das diversas micrografias obtidas em cada
uma das fases da simulação forneça subsídios que sirvam de ajustes para uma melhoria, seja
do produto industrial, seja do próprio processo de laminação. Deve-se salientar que as
amostras dos dois casos, condição industrial e simulação, não são iguais, uma vez que, no
processo industrial, a laminação de desbaste é seguida diretamente pela laminação no Steckel.
Entre o desbaste e o Steckel, corta-se a ponta da placa desbastada, que é resfriada ao ar e
utilizada em laboratório. No laboratório, a ponta da placa desbastada é cortada em pedaços,
que chamamos de esboço, o qual é reaquecido para se fazerem as simulações. Este
resfriamento/aquecimento do esboço pode, por sua vez, induzir mudanças de comportamento
do material durante a simulação.
Isto posto, neste capítulo serão analisados os resultados de cada aço em relação à
microscopia ótica, mapas de orientações e de IQ, FDOC e Thermo-Calc.
5.2 MICROSCOPIA ÓPTICA
As fotomicrografias do aço AISI 409, trabalhado em torno de 930 a 938°C, são
apresentadas nas FIG 5.1, 5.2 e 5.3, representando as regiões da borda e centro da seção
longitudinal e plano da superfície, respectivamente.
Os esboços como recebidos foram reaquecidos a 958°C na tentativa de se chegar o mais
próximo possível da realidade industrial.
Comparativamente, o centro do esboço reaquecido é a região que mais se assemelha à
condição de como recebido, FIG. 5.2a e 5.2b. A borda do esboço como recebido, FIG. 5.2a
mostra colônias de grãos menores próximas a grãos bem maiores. Quando reaquecido há uma
melhor distribuição desses grãos e não se notam diferenças discrepantes entre seus tamanhos.
No plano da superfície, a forma como os grãos se apresentam é inversa àquela da borda,
FIG. 5.3a e 5.3b. O esboço como recebido tem os seus grãos distribuídos mais
homogeneamente, sem grandes diferenças de tamanhos.
201
FIG 5.1 – Fotomicrografias da borda do aço inoxidável ferrítico AISI 409. (a) Esboço CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T;
(d) 1 passe – Re&T; (e) 2 passes – Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes – Re&T; (i) 5 passes – L&T;
(j) 5 passes – L&Rar; (l) 5 passes – Lab ; (m) 5 passes – BQ.
202
FIG 5.2 – Fotomicrografias do centro do aço inoxidável ferrítico AISI 409. (a) Esboço CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T;
(d) 1 passe – Re&T; (e) 2 passes – Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes – Re&T; (i) 5 passes – L&T;
(j) 5 passes – L&Rar; (l) 5 passes – Lab ; (m) 5 passes – BQ.
203
FIG 5.3 – Fotomicrografias da superfície do aço inoxidável ferrítico AISI 409. (a) Esboço CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T;
(d) 1 passe – Re&T; (e) 2 passes – Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes – Re&T; (i) 5 passes – L&T;
(j) 5 passes – L&Rar; (l) 5 passes – Lab ; (m) 5 passes – BQ.
204
No início da simulação, quando as amostras sofreram um passe e foram temperadas em
água, logo após a laminação, FIG 5.1c, 5.2c e 5.3c, as fotomicrografias da borda e do centro
apresentaram aspectos semelhantes, com grãos alongados no sentido da deformação e
contornos serrilhados. Diferentemente, a superfície não apresenta esses serrilhamentos dos
contornos de grãos e a sua morfologia é menos deformada do que aquela apresentada na seção
longitudinal da amostra. As fotomicrografias da superfície do esboço reaquecido,
apresentadas nas FIG. 4.9c e 4.9d, mostraram precipitados alinhados como se estivessem
delineando “contornos de grãos”. Contudo, na amostra com um passe, laminada e temperada
em água, essas linhas de precipitados desaparecem, ficando os precipitados dispersos na
matriz, conforme mostram as FIG. 4.14a-d. A seção longitudinal, borda e centro, da segunda
amostra com um passe, reenfornada e temperada, voltou a apresentar o mesmo
“delineamento” de precipitados presente no esboço reaquecido, FIGs. 5.1d e 5.2d,
respectivamente.
FIG. 5.4 – Fotomicrografia da amostra de aço AISI 409 com 1 passe, reenfornada e
temperada em água. Aumento de 100 X. Reagente de Villela.
Isto reforça a hipótese de serem precipitados de carbonetos de cromo, que, como se sabe,
apresentam uma preferência pelos contornos de grãos, conhecida como “sensitização”
(FIG.5.4, ampliação da FIG. 4.17c), onde podem crescer e tornarem-se visíveis à microscopia
óptica. Nesta faixa de temperaturas, as discordâncias introduzidas pelo passe podem facilitar a
dissolução dos precipitados, temporariamente, os quais viriam a reprecipitar e crescer, durante
205
o enfornamento, nos contornos de grão. A recristalização subseqüente com o avanço dos
novos contornos de grão, deixaria para trás esses precipitados, restabelecendo o delineamento.
É importante ressaltar que a quantidade de precipitados observada não poderia ser justificada
como NbC devido à ausência deste metal no aço 409.
Na seqüência da simulação não foram notadas amostras com esta “rede” de precipitados.
O que se apresentou foram micrografias com poucos precipitados dispersos na matriz, sendo
mais presentes nos contornos de grãos, principalmente nas amostras laminadas e temperadas,
onde os contornos de grãos estão serrilhados, FIG. 5.1c, 5.1f, 5.1i, 5.2c, 5.2f e 5.2i. As
amostras das FIG. 5.1j e 5.2j foram resfriadas ao ar e as suas micrografias não apresentaram
contornos serrilhados. Nestes casos, a hipótese seria que as deformações e recristalizações que
se seguiram levaram a uma maior homogeneização da matriz, tanto química como de defeitos,
causando, eventualmente, uma precipitação mais fina dos carbonetos.
Nota-se pelas fotomicrografia apresentadas que o aço inoxidável ferrítico AISI 409 não
sofre recristalização dinâmica, uma vez que os grãos das amostras laminadas e temperadas
permaneceram deformados. Quando reenfornadas, as amostras mostraram grãos recuperados
e recristalizados.
No seu trabalho sobre recuperação e recristalização durante a deformação a quente
JÚNIOR, F. S. (JÚNIOR, F. S., 2003) mostrou que metais como Al, Cu, Ni, Fe-α e aços
inoxidáveis apresentam, segundo o autor, “ondulações” nos contornos de grãos. Essas
“ondulações”, as quais esta tese trata como “serrilhamentos”, se formam devido a interações
entre contornos de grãos e subcontornos em condições de baixas taxas de deformação. Tal
fenômeno estaria diretamente ligado às migrações de curto alcance dos contornos de grãos,
proveniente do potencial termodinâmico provocado pelas discordâncias dos subcontornos,
muito semelhante ao que ocorre nas migrações de contornos induzidas por deformação. Os
contornos migram para ambos os lados, dando origem a um aspecto “ondulado”. Tais
“ondulações” são persistentes em metais como Al e Fe-α, que possuem alta EDE e a
recuperação dinâmica é acentuada. Em outros metais e ligas, as “ondulações”, são sítios
favoráveis ao início de uma recristalização dinâmica. No presente caso, contudo, têm-se altas
taxas de deformação e a presença de precipitados nos “vértices” criados nos contornos de grão
é nítida, nas micrografias. Mais ainda, como mostra a FIG. 5.4, os novos contornos de grão,
grãos crescidos durante o reenfornamento, são mais “lisos”, com poucos precipitados, que
foram deixados para trás, durante o crescimento.
206
Segundo McQUEEN, H. J. e JONAS, J. J., (McQUEEN, H. J. e JONAS, J. J.,1975), a
geração de defeitos durante a deformação a quente favorece a ocorrência de recristalização
dinâmica. Contudo, os defeitos não são eliminados somente com a recuperação dinâmica, seja
por causa da baixa EDE ou pelas altas taxas de deformação. Quando esse estágio é atingido, a
recristalização acontece ao mesmo tempo em que a deformação. Este fato não foi observado
neste trabalho.
A FIG. 5.3f mostra a microscopia óptica da superfície da amostra com três passes,
laminada e resfriada em água, com contornos de grãos diferentes do esperado. As medidas de
microdureza Vickers sugerem que esses grãos podem ser de martensita, provocados pela
difusão, embora somente superficial, de nitrogênio, da atmosfera do forno para a amostra.
Esta possível presença martensíta resultaria do excessivo tempo de encharque durante os
reenfornamentos entre passes, quando a placa teria sido “contaminada” por nitrogênio,
(OLIVEIRA, Tarcísio Reis de. Efeitos do C e do N nos Aços Inoxidáveis Ferríticos.
Timóteo, ACESITA, 15 Set 2005. Aula ministrada no Centro de Pesquisas da ACESITA).
Como o nitrogênio é gamágeno, embora o material devesse ser exclusivamente ferrítico,
durante a simulação, a curva de processo da placa laminada pode ter passado pela lupa
austenítica do diagrama de fases, gerando as regiões martensíticas.
MACHADO, I. F. e col. (MACHADO, I. F., 2003) estudaram os efeitos da difusão de
nitrogênio na microestrutura e na microtextura de um aço inoxidável duplex ferrítico –
austenítico, utilizando um processo de nitrogenação a 1220 °C, por 5 horas e pressão parcial
de N
2
de 2 bar. O aço utilizado foi do tipo X 2 CrNiMoN 22 5 3. Como resultado deste
trabalho, MACHADO encontrou microestruturas semelhantes àquelas apresentadas nesta tese.
Contudo, a autora atribuiu a presença do constituinte à formação de fase sigma na ferrita da
zona duplex ferrítico – austenítica, após a precipitação de nitretos de cromo e a formação de
austenita, quando esta ocorreu.
MACHADO concluiu que o processo de nitrogenação causou uma elevação do teor de
nitrogênio na superfície do aço inoxidável estudado. Os valores de nitrogênio na superfície
foram suficientes para aumentar o campo de estabilidade da austenita, tornando o aço, nesta
região, austenítico. O nitrogênio apresentava-se em solução sólida na temperatura de
nitrogenação quando a amostra foi resfriada. O resfriamento rápido suprimiu a precipitação de
nitretos de cromo, permanecendo o nitrogênio em solução sólida.
As amostras dos esboços, principalmente na superfície, e as placas laminadas com um só
passe, apresentaram regiões com grãos maiores margeadas por colônias de grãos menores.
207
Existe uma influência das condições de processo na morfologia das microestruturas do
aço 409 e, apesar de todos os passes terem sido realizados com um
∆ menor do que a unidade,
nota-se uma heterogeneidade forte nas fotomicrografias apresentadas na simulação do
processo de laminação a quente deste aço. Aqui cabe discutir que o parâmetro
∆ < 1 apenas
garante uniformidade de deformação através da espessura, durante o passe de laminação. Não
informa sobre a influência de outros fenômenos, tais como segregação, precipitação e
recristalização, na manutenção da heterogeneidade microestrutural através da espessura.
DUTRA, J. C. e BONCRISTIANO, N. G., (DUTRA, J. C. e BONCRISTIANO, N. G.,
2001) escreveram a respeito do controle do crescimento de grão no tratamento térmico. Neste
trabalho eles descrevem o crescimento normal de grãos em estruturas sem partículas de
segunda fase. O porquê do crescimento é a ausência de qualquer restrição à movimentação
dos contornos de grãos. Segundo RIOS, P. R., (2004, p. 77 – 91), a presença de partículas de
segunda fase pode inibir o crescimento normal de grãos, se certas condições forem satisfeitas.
FERRY, M., YU, D. e CHANDRA, T., (FERRY, M., YU, D. e CHANDRA, T., 2001)
estudaram a influência das temperaturas finais de deformação, TFD, em aços ultra-baixo
carbono, laminados a frio e recozidos. Para tanto trabalharam com um aço de composição
0,0036C-0,03Ni-0,019Mn-0,03Al-0,004Ti-0,003N. Uma das conclusões do trabalho foi que,
para TFD > 850 °C, a microestrutura desenvolvida tinha grãos finos de ferrita, uniformemente
distribuídos. No caso da TFD < 800 °C, a microestrutura seria formada por grãos de ferrita
deformados. Entre 800 e 850 °C, a microestrutura apresentaria grãos grosseiros, com
tamanhos superiores a 100 µm.
Nesta tese, as TFD do aço 409 e do aço 430E ficaram nos intervalos de 900 a 930 °C e
800 a 830°C, respectivamente. Observando-se as figuras que mostram o desenvolvimento das
microestruturas durante as simulações, nota-se que os grãos do AISI 409 são equiaxiais e
menos deformados do que o do AISI 430E, principalmente nos passes finais, contrariando os
resultados apresentados por FERRY e CHANDRA. Ademais, trata-se, no presente caso, de
materiais de composição bem diferentes daqueles usados pelos referidos autores.
A seqüência de micrografias do aço AISI 430E mostra que, apesar das diferenças
existentes entre a fotomicrografia da borda e a do centro, o reaquecimento tornou a
microestrutura da seção longitudinal mais homogênea.
Uma característica que diferencia a microestrutura dos dois aços é a pouca influência dos
tempos entre passes no 430E. Nota-se um acúmulo de deformação, durante o processo, com
grãos bem alongados no sentido da laminação e pouca presença de grãos recristalizados. A
208
recristalização foi mais presente nos grãos próximos ao plano da superfície. Este
comportamento era esperado devido à estabilização ao Nb, 0,3633%.
MANTEL, M. e col., (MANTEL, M., 1990), estudaram o papel do nióbio nos
mecanismos de recristalização de um aço inoxidável com 17% de Cr. Dos aços pesquisados o
que possuía a composição química mais próxima ao desta tese tinha 16,57%Cr-0,027%C-
0,316%Nb. Os aços foram processados em uma faixa de temperatura que ia de 800 a 1000 °C.
Dos resultados obtidos, os autores concluíram que, para uma faixa de 800 a 900 °C, a energia
aparente para a ativação do processo de recuperação/recristalização é proporcional ao
percentual de Nb que não foi combinado ao C e nem ao N. Este Nb não combinado formaria
finos precipitados intermetálicos que retardariam os mecanismos de recuperação
/recristalização.
Em trabalho semelhante, FUJIMURA, H. e TSUGE, S., (FUJIMURA, H. e TSUGE, S.,
1999) analisaram os efeitos do C, Ti e Nb na recristalização de um aço inoxidável ferrítico,
com 16% Cr, depois de laminado a quente. O aço em questão tinha 0,011%C-0,015%Ti-
0,36%Nb-0,016%N e fora tratado entre 900 a 1100 °C. FUJIMURA e TSUGE concluíram
que a recristalização deste aço era retardada quando se elevava a temperatura de
reaquecimento dos aços e a temperatura de deformação era mantida constante. Com isso, o
NbC era dissolvido, aumentava-se a quantidade de Nb e C no aço e o processo de
recristalização era retardado. Apesar de a composição química do aço inox estudado ser
semelhante à do 430E, a simulação realizada nesta tese foi feita com temperaturas de
reaquecimento e de deformação constantes, de forma que nada pode ser dito a respeito de se
houve ou não dissolução de NbC no 430E e se o retardo do processo de recristalização foi
devido a essa possível dissolução. Contudo, seria interessante analisar o comportamento do
aço inox 430E nas condições apresentadas por FUJIMURA E TSUGE. Contudo, a evolução
microestrutural do aço AISI 430E desta tese guarda semelhanças com o que foi observado por
FUJIMURA e TSUGE.
De uma forma geral, as micrografias do 430E são mais homogêneas do que as do aço
409, quando comparadas na seqüência de laminação. Este aço, assim como o 409, também foi
laminado com um valor de
∆ menor do que um.
209
FIG 5.5 – Fotomicrografias da borda do aço inoxidável ferrítico AISI 430 E. (a) Esboço CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T;
(d) 1 passe – Re&T; (e) 2 passes – Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes – Re&T; (i) 5 passes – Re&T;
(j) 6 passes – Re&T; (l) 7 passes – L&T ; (m) 7 passes – L%Rar.
210
211
FIG 5.6 – Fotomicrografias do centro do aço inoxidável ferrítico AISI 430 E. (a) Esboço CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T;
(d) 1 passe – Re&T; (e) 2 passes – Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes – Re&T; (i) 5 passes – Re&T;
(j) 6 passes – Re&T; (l) 7 passes – L&T ; (m) 7 passes – L%Rar.
FIG 5.7 – Fotomicrografias da superfície do aço inoxidável ferrítico AISI 430 E. (a) Esboço CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T;
(d) 1 passe – Re&T; (e) 2 passes – Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes – Re&T; (i) 5 passes – Re&T;
(j) 6 passes – Re&T; (l) 7 passes – L&T ; (m) 7 passes – L%Rar.
212
FIG. 5.8 – Fotomicrografia da borda do aço inoxidável ferrítico AISI 430 E.
(a) 7 passes – Lab ; (b) 7 passes – BQ.
FIG. 5.9 – Fotomicrografia do centro do aço inoxidável ferrítico AISI 430 E.
(a) 7 passes – Lab ; (b) 7 passes – BQ.
FIG. 5.10 – Fotomicrografia da superfície do aço inoxidável ferrítico AISI 430 E.
(a) 7 passes – Lab ; (b) 7 passes – BQ.
FIG. 5.11 – Fotomicrografia da amostra de aço AISI 430 E com 7 passes, laminada e
temperada em água. Aumento de 200 X.
213
O aço AISI 430E, principalmente nas amostras finais da simulação, apresenta mais
precipitados dispersos na matriz e acompanhando o sentido da laminação, FIG. 5.5 e 5.6,
semelhantemente ao encontrado por HAMADA, J. e col (HAMADA, J., 2003), que
estudaram os efeitos da estrutura de solidificação inicial na textura de um aço inoxidável
ferrítico, de composição química era 0,05C-0,3Si-0,1Mn-0,02P-0,001S-0,1Ni-16,5Cr-0,12Al-
0,01N. Os corpos de prova foram aquecidos a 1180 ºC, por duas horas, e laminados a 950 ºC,
de 40 para 4 mm de espessura, em 8 passes. Os resultados também apresentaram precipitados
dispersos na matriz do aço inoxidável, acompanhando o sentido da laminação, FIG. 5.11.
A microestrutura da superfície mostra uma característica bem peculiar, com grãos
grandes, alongados, que se formam em colônias e desaparecem nos passes seguintes.
Exemplos disso são as amostras com um passe, reenfornada e temperada, FIG. 5.7d, e a
amostra com 2 passes, FIG. 5.7e, nas amostras com 3 passes, reenfornada e temperada, e com
4 passes, esse fenômeno também se repete, FIG. 5.7g e 5.7h.
5.3 MAPAS DE ORIENTAÇÃO E DE IQ
TAB. 5.1 – Correlação entre planos e orientações.
214
Os Mapas de Orientações e de IQ foram obtidos pelas varreduras feitas em diversos
laboratórios, a saber: IME, LACAM/UFC e INMETRO. Assim sendo, alguns mapas têm
aspectos diferentes e nem todas as amostras tiveram as suas superfícies analisadas. Nas
análises dos mapas das bordas, os planos {x y z} serão identificados pelas suas cores no
triângulo estereográfico do OIM, tendo, cada um, correspondência com uma ou mais
orientações {hkl}<uvw>, nos eixos da chapa, das quais são o terceiro eixo. Para facilitar a
análise, a TAB. 5.1 relaciona os índices do terceiro eixo com as orientações {hkl}<uvw>.
Para o aço 409, os mapas do esboço como recebido apresentaram, basicamente, dois
planos predominantes. Na borda o que observou foram planos cristalinos próximos a (111) em
cerca de 40% dos grãos e o restante com predominância de planos próximos a (101), FIG.
5.12a e 5.12b. Já o centro, FIG. 5.13a é formado quase que totalmente por planos (101), com
a presença de poucos grãos próximos a (210), (521) e (114).
Quando o esboço é reaquecido essa predominância dos dois planos deixa de existir. O
mapa formado apresenta uma melhor distribuição, sem que haja uma orientação preferencial.
O que se pode destacar é, na borda, FIG. 5.12b, grãos maiores localizados entre (113) e (111).
No centro são observados os primeiros grãos próximos ao plano (001) e um mapa em que
90% dos contornos são de alto ângulo.
A partir do primeiro passe, FIG. 5.12c, quando a simulação propriamente dita começa, o
que se nota é a presença constante de planos (001) e próximos a ele. Em alguns casos há uma
alternância entre os planos (101) e (111), como, por exemplo, na amostra com 5 passes,
laminada e resfriada ao ar. Na borda, FIG. 5.12j, encontra-se (001) e (101) com pouco (111).
No centro da mesma amostra, FIG. 5.12j, tem-se os planos (001) e (111) com pouco (101).
É interessante observar que, para a mesma amostra, a superfície mostra muitos grãos com
planos (101) e (111) e poucos (001). Nos mapas da superfície são comuns as presenças de
grãos maiores. Na amostra com 4 passes a distribuição de orientações e de tamanhos de grãos
é mais equilibradas.
Em relação ao aço 430E, as orientações do Mapa do esboço como recebido, na região da
borda, FIG. 5.15a, concentram-se mais nos planos (113), (541) e (521), com um grão em
(332). Ao centro as orientações são mais diversificadas, FIG. 5.16a.
215
216
.
FIG. 5.12 – Ma
p
as de orienta
ç
ões do a
ç
o AISI 409 – se
ç
ão lon
g
itudinal – re
g
ião
p
róxima à borda.
FIG. 5.13 – Ma
p
as de orienta
ç
ões do a
ç
o AISI 409 – se
ç
ão lon
g
itudinal – re
g
ião
p
róxima ao centro.
217
FIG. 5.14 – Ma
p
as de orienta
ç
ões do a
ç
o AISI 409 – re
g
ião da su
p
erfície.
218
219
FIG. 5.15 – Ma
p
as de orienta
ç
ões do a
ç
o AISI 430 E – se
ç
ão lon
g
itudinal – re
g
ião
p
róxima à borda.
FIG. 5.16 – Ma
p
as de orienta
ç
ões do a
ç
o AISI 430 E – se
ç
ão lon
g
itudinal – re
g
ião
p
róxima ao centro.
220
FIG. 5.17 – Ma
p
as de orienta
ç
ões do a
ç
o AISI 430 E – re
g
ião da su
p
erfície.
221
No Mapa da borda do esboço reaquecido do aço 430E é predominam as orientações
relacionadas com os planos (111), com presença do plano (001) e quase nenhuma do (101),
com cerca de 95% dos contornos encontrados sendo classificados como de alto ângulo. O
centro do Mapa apresenta uma tendência maior aos planos (001) e uma variação entre (101) e
(111), FIG. 5.15b e 5.16b.
Na amostra com um passe, laminada e temperada em água, a borda tem uma leve
tendência aos planos próximos a (001), da mesma forma que o centro. Quando a amostra com
um passe é reenfornada e temperada logo em seguida, há uma tendência maior aos planos
próximos a (001), com a presença de (116), (113) e (521), além de (111). No centro tem uma
predominância de (001), com um pouco de (111), FIG. 5.15c e 5.16c.
Nas amostras com dois a quatro passes, o comportamento do Mapa de orientações é bem
semelhante, com uma tendência às orientações próximas ao plano (001), na borda e (110), na
região central, principalmente na amostra com quatro passes. Nas últimas amostras a
tendência é por uma presença maior de (001) e um pouco de (110).
Na região do plano da superfície das amostras do aço 430E, o Mapa de orientações é bem
diversificado, FIG. 5.17, com grãos maiores predominando na amostra com um passe,
reenfornada e temperada em água, com uma forte presença das orientações próximas à (111).
Nos resultados seguintes, há a presença maior de orientações (001).
HAMADA, J. e col (HAMADA, J. e col ,2003), já citados anteriormente, apresentaram
Mapas de orientações nos seus resultados a respeito dos efeitos da estrutura de solidificação
inicial na textura de um aço inoxidável ferrítico. Nas amostras que foram recozidas após a
laminação a quente, as maiores presenças observadas foram de orientações <001>, <112>,
<111> e <110>. Sem recozimento, as orientações se repetiram, à exceção de <111>. As
orientações mais intensas foram àquelas relacionadas aos planos <112> e <110>. <111>
somente foi intensa quando se analisou a direção normal ao plano da chapa, da amostra com
grãos equiaxiais e recozida após laminação a quente.
5.4 FUNÇÃO DISTRIBUIÇÃO DE ORIENTAÇÃO CRISTALINA (FDOC) E FIGURAS
DE PÓLO INVERSAS (FPI)
As FDOC da seção longitudinal, borda e centro, foram plotadas com respeito ao plano da
superfície da amostra (eixos DL-DT), tanto para o aço AISI 409, quanto para o AISI 430E.
222
No esboço como recebido, do aço 409, existem picos de intensidades máximas em
(001)[110], (332)[0 -2 3] e (223)[1 -1 0], seção de
ϕ2 = 45°, FIG. 5.18a. Nas Figuras de Pólo
Inversas, as concentrações de intensidade, nas figuras DN e DL, confirmam as componentes
observadas na FDOC, FIG. 5.24a. Ao centro, FIG. 5.19a, os picos de intensidades estão em
(034)[1–4 3], quando φ2 = 0º, e próximo de (113)[-3-3 2], para φ2 = 45°. Nas Figuras de
Pólo Inversas a tendência é por (11-2)[111], FIG. 5.25a.
Ao longo da simulação de laminação do aço AISI 409, a região da borda apresenta a
orientação {110}<1-10>, para
ϕ2 = 45°, com picos de intensidade desde o esboço reaquecido
até a amostra laminada com cinco passes e resfriada ao ar, exceto na amostra com três passes,
laminada e temperada. Para
ϕ2 = 0°, esta mesma orientação é observada somente na amostra
com um passe, laminada e temperada e água. No centro a orientação {110}<1-10> aparece a
partir da amostra com três passes, reenfornada e temperada e nas amostras com cinco passes,
inclusive a BQ.
Também para
ϕ2 = 0º, a orientação (001)[010] aparece nas regiões das bordas do esboço
reaquecido e da amostra com um passe, laminada e temperada. Quando se observa os
resultados da amostra com um passe, reenfornada e temperada, esta mesma orientação
desaparece, surgindo novamente na amostra com dois passes. Os resultados das demais
amostras não apresentam a orientação (001)[010]. Somente volta a ser observada quando da
amostra laminada com cinco passes e resfriada ao ar e na BQ como recebida.
Para
ϕ2 = 45° {001}<010> aparece com picos de intensidades máximas na região central
de todas as amostras, exceto nas amostras com dois passes e com cinco passes, laminada e
resfriada ao ar. Na borda a orientação é observada nas amostras com um e três passes,
reenfornadas e temperadas, na amostra com quatro passes e na BQ.
As Figuras de Pólo Inversas, FPI, da borda da amostra com um passe, laminada e
temperada, confirmam intensidades em (-101)[101]. Quanto à região mais central, FIG. 5.25c,
as principais componentes são (001)[010] e (110)[1-1 0], em
ϕ2 = 45°, havendo uma fibra
parcial (001)[uvw], em
ϕ2 = 0°, o que é confirmado pelos resultados apresentados nas Figuras
de Pólo Inversas.
Quando a amostra com um passe é reenfornada e temperada em água a FDOC e as
Figuras de Pólo Inversas mostram um comportamento do centro semelhante ao da borda, com
uma pequena variação nos valores de intensidade, FIG.5.24d e 5.25d. Aparentemente, o
enfornamento homogeneizou mais as orientações, ao longo da espessura.
223
Com dois passes, a região central da seção longitudinal, apresentou as Figuras de Pólo
Inversas com uma maior intensidade próxima de (001)[130], FIG.5.25e. Em relação às
Figuras de Pólo Inversas da superfície, a intensidade é maior em (10-1)[111], FIG.5.28b.
A amostra com três passes, laminada e temperada em água apresenta orientação
(110)[001], em
ϕ2 = 45°. Em toda área observada da seção longitudinal, ou seja, borda e
centro. No caso das Figuras de Pólo Inversas, os picos de intensidades estão divididos entres
os planos (011) e (111), com uma direção entre [332] e [221], na borda, e (100)[001], no
centro, FIG.5.24f.
Nas Figuras de Pólo Inversas da amostra com três passes, reenfornada e temperada, existe
uma intensidade próxima a (010)[101], na borda, e o centro diferente do que ocorre na borda,
com a intensidade apresentada “apontando” somente para (100)[001], FIG.5.25g. Na
superfície da amostra, as FPI mostram uma intensidade próxima à (112)[1-10], FIG 5.28c.
Com quatro passes, as Figuras de Pólo Inversas do centro tendem para (100)[001] e
(010)[101], da mesma forma que em toda região analisada da seção longitudinal da amostra
com cinco passes, laminada e temperada em água, FIG. 5.25h, 5.25i e 5.26i,
respectivamente.
Já na amostra com cinco passes, que foi resfriada ao ar, as FPI têm os máximos em (001)
com picos em [001] e [101], em toda seção longitudinal, FIG. 5.24J, 5.25J, e também na
superfície da amostra, FIG. 5.28e.
Em relação à superfície das amostras analisadas, para
ϕ2 = 45°. Os resultados diferem em
cada amostra observada. A amostra com um passe, reenfornada e temperada em água,
mostrou um pico de intensidade em (111)[1-10]. Este resultado não se repete. Na amostra
com dois passes, os picos de máxima intensidade foram em (110)[-223] e (113)[1-10]. Nas
amostras com cinco passes, tanto a temperada em água, quanto a resfriada ao ar, os resultados
encontrados foram (100)[011] e (110)[1-10], respectivamente.
Quando
ϕ2 = 0º, os picos de intensidade foram em {001}<100>, para as amostras com
um passe, reenfornada e temperada, e com cinco passes, resfriada ao ar.
Nas Figuras de Pólo Inversas da amostra com cinco passes, laminada e temperada, os
picos estão próximos ao plano (001), na direção [101].
Para o aço AISI 430E, as FDOC do esboço como recebido mostraram-se mais intensas
em (203)[33-2], para
ϕ2 = 0º, e (113)[3-32] e (110)[3-31], para ϕ2 = 45º, FIG. 5.20a e 5.21a.
Nas Figuras de Pólo Inversas os picos de intensidades estão em (101)[11-1], na borda, e em
(111)[001], no centro, FIG. 5.26a e 5.27a.
224
Com o reaquecimento do esboço e com o processamento da simulação, as intensidades
mais presentes nas bordas das amostras foram {001}<001>, com alguns picos de intensidades
em {001}<110> e {110}<001>, para as amostras com dois e quatro passes, respectivamente,
na seção de
ϕ2 = 0º, FIG. 5.20b. Para ϕ2 = 45°, também aparecem as orientações
{001}<001>, da mesma forma que {110}<110> e {110}<001>. Nas amostras com dois e
quatro passes surgem as orientações {001}<110> e {113}<121>, FIG. 5.20e e 5.20h.
Na região central da seção longitudinal, a orientação mais presente é a {001}<001>, tanto
para
ϕ2 = 0º, quanto para ϕ2 = 45°. Para ϕ2 = 0º ainda aparecem {001}<110>, {223}<110> e
{110}<001>. Quando
ϕ2 = 45º surgem {110}<110>, {001}<110>, {110}<001> e
{113}<110>, FIG. 5.21b.
As superfícies analisadas mostraram uma variação maior de orientações, com a mesma
presença tanto para
ϕ2 = 0º, quanto para ϕ2 = 45°, de orientações {001}<110>, {001}<001>,
{110}<001>, {110}<113>, {113}<332> e {110}<331>. Para
ϕ2 = 0º também aparecem
{203}<322>, na amostra com um passe, reenfornada e temperada, e {301}<133>, na amostra
com seis passes. Em
ϕ2 = 45° nota-se a presença de {110}<221>, para a na amostra com um
passe, reenfornada e temperada, FIG. 5.23a.
As Figuras de Pólo Inversas têm picos em (001)[100], na borda e no centro do esboço
reaquecido, assim como em toda região analisada da seção longitudinal da amostra com um
passe, tanto a laminada e temperada, FIG. 5.26c 5.27c, quanto a laminada, reenfornada e
temperada, FIG. 5.26d 5.27d. Esta última mostrou as FPI, da superfície, com intensidades
próximas a (001)[111].
Com dois passes, as Figuras de Pólo Inversas têm intensidades em (001)[110], na borda e
na superfície, FIG. 5.26e e 5.29b, respectivamente, e (001)[100], no centro, FIG. 5.27e.
Em relação à amostra com três passes, laminada e temperada, as Figuras de Pólo tiveram
os máximos de intensidades estão em (101)[010], tanto na seção longitudinal, quanto no plano
da superfície da amostra, FIG. 5.26f, 5.27f e 5.29c.
Para a amostra com três passes, reenfornada e temperada, as Figuras de Pólo Diretas
Inversas tiveram picos em (111)[001], na borda, FIG. 5.26g, e máximos em (010)[101] e
(111)[10-1], no centro, FIG. 5.27g.
Com quatro passes, as intensidades estão em (001)[100], na borda, FIG 5.26h, próximas a
(116)[1-10], no centro, FIG. 5.27h, e (210)[001], na superfície, FIG. 5.29d.
225
Nas últimas amostras, de cinco a sete passes, as regiões analisadas das seções
longitudinais tiveram o mesmo comportamento, ou seja, com as FPI tendo os seus máximos
em (001)[100].
As regiões do plano da superfície foram mais diversificada, com (101)[010] e
(101)[11-1], na amostra com cinco passes, FIG. 5.29e, (101)[11-1] e (310)[111], na amostra
com seis passes, FIG. 5.29f, e (310)[001], na amostra com sete passes, FIG. 5.29g.
PARK, S. e col. (PARK, S. e col. ,2002) estudaram a evolução da microestrutura e da
textura associados com o estriamento nos aços inoxidáveis ferríticos. Trabalhando com os
aços 409L (0,008C-0,56Si-0,25Mn-11,4Cr-0,23Ti-0,009N) e 430 (0,048C-0,37Si-0,42Mn-
16,4Cr-0,037N), homogeneizados e reduzidos de 25 para 3,5 mm, na espessura, em um
processo de laminação a quente seguido de recozimento e laminação a frio, com 80% de
redução. Os aços foram recozidos a 930 °C, por 1 min, para o 409 L, e a 850 °C, por 5 horas,
para o 430. Os resultados relativos aos Mapas de orientações mostraram uma orientação
{001}<110> na região central da seção longitudinal, em ambos os aços. O 409 L exibiu
poucos grãos grosseiros e alongados, quando laminados a quente e recozidos, ao contrário do
430, que apresentou uma quantidade significativa de colônias de grãos, com orientações
identificadas como {112}<110>, {001}<110> e {001}<100>. Os autores concluíram que os
aços inoxidáveis ferríticos são difíceis de recristalizar durante a laminação a quente, por causa
de sua rápida recuperação dinâmica. Isto se deve ao fato de a taxa de recristalização ser
extremamente baixa para {001}<110> e {112}<110> (HUTCHINSON, 1984). E mais, as
diferenças das características do estriamento entre os aços 409 L e o 430 são devidas,
principalmente, à diferença no tamanho e na distribuição das colônias de grãos {001}<110> e
{112}<110> . A existência de colônias de grãos com estas orientações é causada pela
supressão da recristalização e da rotação cristalina no sentido da textura de fibra α, que é uma
componente de textura estável quando deformada por laminação a frio.
TSUJI, N., TSUZAKI, K. e MAKI, T. (TSUJI, N., TSUZAKI, K. e MAKI, T. ,1993)
analisaram os efeitos da orientação inicial na recristalização de um aço inoxidável ferrítico
com 19% de Cr. O aço em questão tinha uma composição de 0,002C-0,15Si-0,18Mn-
0,012P0,003S-18,6Cr. Após a laminação a quente, o aço foi tratado a 1150 °C, a fim de
dissolver os precipitados de carbonetos. O material ainda foi reduzido até 70%, com
recozimento em banho de sal a 700 °C. Os resultados de microestruturas foram semelhantes
aos apresentados para o aço AISI 430E do presente trabalho, principalmente na superfície da
226
chapa, onde ocorreram microestruturas parcial e totalmente recristalizadas, com estruturas
colunares e orientações principais com picos em (001)[110].
Os autores concluíram que a cinética de recristalização e a orientação dos grãos
recristalizados são fortemente dependentes da orientação inicial de cada grão colunar, assim
como a heterogeneidade da microestrutura laminada, e que a taxa de recristalização das
orientações (001)[100] é maior do que a da orientação (001)[110].
SAKAI, T. e col., (SAKAI, T., 1991), estudaram a formação da heterogeneidade da
textura de um aço inoxidável ferrítico laminado a quente. O aço, tipo AISI 430, tinha
composição química igual a 0,015C-0,58Si-0,24Mn-0,028P-0,007S-0,12Ni-17,2Cr-0,53Ti-
0,47Mo-0,02Cu. As amostras foram laminadas a 1000 °C, sem lubrificação, e temperadas em
água. Dos resultados obtidos, concluiu-se que o efeito da deformação heterogênea na
formação de textura do aço inoxidável AISI 430 estava relacionado com a tensão de
cisalhamento, que só era máxima até 100 µm abaixo da superfície; que a variação de
<110>//DN correspondia à variação da tensão de cisalhamento; que os resultados de textura
na camada superficial mostraram que somente se necessita de uma tensão de cisalhamento
para a formação de uma orientação {110}<001>; que a forma como a tensão de cisalhamento
varia através da espessura é largamente dependente da velocidade de laminação a quente.
Do que foi dito acima, pode-se deduzir que a textura final das chapas dos aços
inoxidáveis ferríticos desta tese sofre forte influência da composição química, das taxas de
deformação e da temperatura de laminação. O Nb presente no aço 430E, 0,3633%, a
laminação em uma faixa de temperatura mais baixa do que a do aço 409, além das diferentes
taxas de deformação, são suficientes para suprimir o mecanismo de recristalização e provocar
uma morfologia de grão diferenciada daquela observada nas fotomicrografias do 409. Soma-
se a esses parâmetros e distribuição e forma dos precipitados, que vão influenciar no
estriamento das chapas de aços inoxidáveis ferríticos. No 409 os precipitados são maiores e
mais bem distribuídos, principalmente nos últimos passes. Por sua vez, os precipitados do
430E são menores e tendem a se alinharem na direção de laminação.
227
FIG. 5.18 – FDOC do a
ç
o AISI 409 – se
ç
ão lon
g
itudinal – re
g
ião
p
róxima à borda.
228
FIG. 5.19 – FDOC do a
ç
o AISI 409 – se
ç
ão lon
g
itudinal – re
g
ião
p
róxima ao centro.
229
FIG. 5.20 – FDOC do a
ç
o AISI 430 E – se
ç
ão lon
g
itudinal – re
g
ião
p
róxima à borda.
230
FIG. 5.21 – FDOC do a
ç
o AISI 430 E – se
ç
ão lon
g
itudinal – re
g
ião
p
róxima ao centro.
231
FIG. 5.22 – FDOC do aço AISI 409 - região da superfície.
FIG. 5.23 – FDOC do aço AISI 430 E - região da superfície.
232
FIG 5.24 – Figuras de Pólo Inversas da borda do aço inoxidável ferrítico AISI 409. (a) Esboço CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T;
(d) 1 passe – Re&T; (e) 2 passes – Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes – Re&T; (i) 5 passes – L&T;
(j) 5 passes – L&Rar; (l) 5 passes – Lab ; (m) 5 passes – BQ.
233
FIG 5.25 – Figuras de Pólo Inversas do centro do aço inoxidável ferrítico AISI 409. (a) Esboço CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T;
(d) 1 passe – Re&T; (e) 2 passes – Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes – Re&T; (i) 5 passes – L&T;
(j) 5 passes – L&Rar; (l) 5 passes – Lab ; (m) 5 passes – BQ.
234
FIG 5.26 – Figuras de Pólo Inversas da borda do aço inoxidável ferrítico AISI 430 E. (a) Esboço CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T;
(d) 1 passe – Re&T; (e) 2 passes – Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes – Re&T; (i) 5 passes – L&T;
(j) 5 passes – Re&T; (l) 6 passes – Re&T ; (m) 7 passes – L & T ; (n) 7 passes – L e Rar .
235
FIG 5.27 – Figuras de Pólo Inversas do centro do aço inoxidável ferrítico AISI 430 E. (a) Esboço CR; (b) Esboço R; (c) 1 passe – L&T;
(d) 1 passe – Re&T; (e) 2 passes – Re&T; (f) 3 passes – L&T; (g) 3 passes – Re&T; (h) 4 passes – Re&T; (i) 5 passes – L&T;
(j) 5 passes – Re&T; (l) 6 passes – Re&T ; (m) 7 passes – L & T ; (n) 7 passes – L e Rar .
236
FIG. 5.28 – FDOC do aço AISI 409 - região da superfície. (a) 1 passe, reenfornada e
temperada; (b) 2 passes; (c) 3 passes, reenfornada e temperada; (d) 5 passes, laminada e
temperada; (e) 5 passes, laminada e resfriada ao ar.
FIG. 5.29 – FDOC do aço AISI 430 E - região da superfície. (a) 1 passe, reenfornada e
temperada; (b) 2 passes; (c) 3 passes, laminada e temperada; (d) 4 passes; (e) 5 passes;
(f) 6 passes; (g) 7 passes, laminada e temperada.
237
5.5
THERMO-CALC
Os resultados obtidos no Termo-Calc sugerem a existência de uma fase austenítica nos
aços desta tese. Contudo, por meio de conversas com o Engenheiro Tarcísio, do Centro de
Pesquisas da ACESITA, pode-se assegurar que os aços são totalmente ferríticos, em todas as
etapas de processo.
Em sua tese de doutorado, OLIVEIRA, T., R., (2003, p. 28), nos mostra como calcular o
Índice Ferrítico do aço, F(α). Este Índice é calculado conforme a composição química do aço.
A sua fórmula é:
F(α) = Cr +8Ti + 6Si + 4(Mo + Nb) + 2Al – 40(C + N) – 4Ni - 2Mn
Uma vez calculados, os valores de F(α) para os aços 409 e 430E, são, respectivamente,
13,562 e 16, 9104.
Assim sendo, os valores de F(α) para os aços AISI 409 e AISI 430E, são,
respectivamente, 13,562 e 16, 9104, o que os tornaria plenamente ferríticos.
A diferença entre os resultados do Termo-Calc e os resultados afirmados pela ACESITA,
e esperados nesta tese, foi assim explicada por OLIVEIRA (OLIVEIRA , T. R., 2006):
“Primeiramente, o aço 409 é um aço especificado para a soldagem, seja por processos
com adição de metal (MIG) ou sem adição (TIG, resistência). Nestas situações, não se deseja
a formação de fase frágil, martensita, nas zonas fundidas e afetadas pelo calor, sendo, por
isso, vital que o aço seja ferrítico em toda temperatura. Isso por sinal é uma das interpretações
sobre aços inox estabilizados, onde muitas pessoas acreditam que estabilização seja ter a fase
ferrita em toda temperatura, embora o correto, historicamente falando, estabilização seja a não
propensão a corrosão intergranular (carbonetos e nitretos estáveis de elementos tais como o
titânio e nióbio, mais ávidos a precipitação que o cromo). Assim sendo, a base para aços
como o 409, usados principalmente em soldagem de tubos e peças do sistema de escapamento
de automóveis, é a não fragilização pela formação de martensita. Quando se vê em soldas (ZF
ou ZAC) a presença de martensita nos contornos de grão, pode-se afirmar que a estabilização
foi deficitária ou houve contaminação de carbono ou nitrogênio. Um outro ponto a considerar
é que, ao se fazerem tratamentos térmicos de têmpera em aços 409, até altas temperaturas
(1300ºC), não se observa a presença de martensita no material. As vezes, quando se deixa em
altas temperaturas por tempos muito longos, pode-se ter a contaminação por nitrogênio e
238
haver a perda da condição de estabilização, formando-se martensita. Uma outra situação é em
caso de altos tempos de encharque, fazendo-se o grão crescer muito e, por segregação de
elementos austenitizantes nos contornos de grão, produzir-se um pouco de martensita nos
contornos, após a têmpera. Mas isso são situações não típicas”.
Em função destas observações, considera-se mais provável que os dados termodinâmicos
sejam ainda incompletos no que se refere aos aços inoxidáveis ferríticos de composições
semelhantes às dos aços aqui empregados, com 11-12% de cromo, fazendo que haja alguns
resultados incoerentes. Isto já havia sido discutido por MAUGIS, P.e LEHMANN, J.,
(MAUGIS, P.e LEHMANN, J., 1999) que têm alguns trabalhos publicados sobre o assunto.
239
6 CONCLUSÕES
- Há uma grande modificação microestrutural do esboço para a BQ, para ambos os aços,
com maior influência do tempo entre passes (no forno) na microestrutura do aço AISI 409 do
que na do aço AISI 430E, devido a:
-A presença do Nb, provavelmente na forma de carbonetos, tem forte influência na supressão
do mecanismo de recristalização estática do aço AISI 430E;
O aço AISI 409 recupera e recristaliza estaticamente, entre passes, apresentando
contornos de grão serrilhados (com precipitados ancorando os contornos de grão), logo
após os passes de deformação, os quais se tornam lisos após o reenfornamento da
chapa;
- No aço AISI 430E, a microestrutura acumula deformação, apresentando poucos
grãos recristalizados na seção longitudinal, próximos à superfície da chapa;
A precipitação que ocorre no aço AISI 409, que delineia os contornos de grão do
esboço, à semelhança da “sensitização” por carbonetos de cromo, desaparece após os
primeiros passes de laminação, provavelmente, por dissolução induzida pela
deformação (introdução de discordâncias);
No aço AISI 409, o restabelecimento da precipitação “decorando” antigos
contornos de grão, durante o reenfornamento, se deve à recristalização estática (e
crescimento de grão) subseqüente(s) ao passe, que coalesce os precipitados e libera a
movimentação dos novos contornos de grão;
No aço inox 409, aparentemente, houve difusão superficial de nitrogênio da
atmosfera, provocando o surgimento de estruturas “martensíticas” na superfície das
amostras, observadas após o terceiro passe de laminação;
Observa-se uma heterogeneidade ao longo da espessura do aço AISI 409 e grãos
mais equiaxiais no plano da superfície, principalmente nos últimos passes;
O aço AISI 430E comunica ao material (futura BQ) uma microestrutura mais
homogênea, através da espessura. Nos planos da superfície foram observadas as
240
presenças de grãos grandes e colônias de grãos pequenos, com uma tendência a
também homogeneizar a microestrutura ao longo da simulação;
Há uma presença maior de planos (001) e (111) ao longo das espessuras das amostras do
aço AISI 409, principalmente na região central. A superfície apresentou muitas orientações
próximas a (101) e (111), com pouco (001);
No aço 430E, nas amostras finais, a maior presença foi de orientações próximas a (001),
com um pouco de (101), principalmente na região central da seção longitudinal. As
propriedades relativas à estampagem deste aço serão menos favoráveis do que aquelas do aço
AISI 409, onde a presença de orientações próximas a (111) foi mais presente.
241
7 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
- Estudar o comportamento dos aços inoxidáveis ferríticos em condições diferentes
àquelas processadas industrialmente, a fim de se analisar o comportamento do material em
condições diferentes daquelas previstas industrialmente;
- Analisar a distribuição dos precipitados na fase BQ e sua influência. Qual a condição
ideal e como obtê-la;
- De que forma a composição química influencia na microestrutura e na textura final dos
aços inoxidáveis, qual o papel do carbono e do nitrogênio neste contexto e qual é o mais
importante;
- Determinar, até que ponto, o surgimento de uma “estrutura martensítica”, durante a
laminação a quente, pode ser prejudicial ao produto final;
- Laminar, nas mesmas condições desta tese, amostras das regiões de grãos colunares e
equiaxiais e comparar os resultados e as suas contribuições para a textura cristalográfica da
chapa laminada a frio.
242
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