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UNIVERSIDADE FEDERAL DO CEARÁ
CENTRO DE TECNOLOGIA
DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS
PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA E CIÊNCIAS DE MATERIAIS
INFLUÊNCIA DO TEOR DE CROMO E MOLIBDÊNIO NA
MICROESTRUTURA E NA TEXTURA DE LIGAS Fe-Cr-Mo
Lorena Braga Moura
Fortaleza, CE
Julho de 2010
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ii
UNIVERSIDADE FEDERAL DO CEARÁ
CENTRO DE TECNOLOGIA
DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA METALÚRGICA E DE MATERIAIS
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA E CIÊNCIAS DE
MATERIAIS
INFLUÊNCIA DO TEOR DE CROMO E MOLIBDÊNIO NA
MICROESTRUTURA E NA TEXTURA DE LIGAS Fe-Cr-Mo
Lorena Braga Moura
Dissertação apresentada ao Departamento de
Engenharia Metalúrgica e de Materiais da
Universidade Federal do Ceará como parte dos
requisitos para obtenção do título de Mestre em
Engenharia e Ciência de Materiais.
Orientador: Professor D.Sc. Hamilton Ferreira Gomes de Abreu
Fortaleza, Ceará.
Julho de 2010
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M884i Moura, Lorena Braga
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura
de ligas Fe-Cr-Mo / Lorena Braga Moura. -- Fortaleza, 2010.
110 f. ;il. color. enc.
Orientador: Prof. Dr. Hamilton Ferreira Gomes de Abreu
Área de concentração: Metalurgia Física
Dissertação (Mestrado) - Universidade Federal do Ceará, Centro de
Tecnologia. Depto. de Engenharia Metalúrgica e de Materiais, Fortaleza,
2010.
1. Aço inoxidável ferrítico. 2. Molibdênio. I. Abreu, Hamilton Ferreira
Gomes de (Orient.). II. Universidade Federal do Ceará – Programa de Pós-
graduação em Engenharia e Ciência dos Materiais
CDD 620.11
. Título
CDD 639.2
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v
Essa dissertação de Mestrado foi desenvolvida no Laboratório de Caracterização dos
Materiais (LACAM) da Universidade Federal do Ceará (UFC), com apoio financeiro do
Conselho Nacional de Desenvolvimento Científico e Tecnológico (CNPq), da Petrobrás e da
Agência Nacional de Petróleo (ANP) através do Programa Institucional de Formação em
Ciências e Engenharia do Petróleo e Gás da Universidade Federal do Ceará (PRH/ANP-31).
vi
Ao meu marido, Moura Júnior, e
Às minhas filhas, Agnes e Ariel.
vii
AGRADECIMENTOS
Meus sinceros agradecimentos a todos aqueles que direta ou indiretamente
contribuíram para a realização deste trabalho e que de algum modo fizeram parte dessa
conquista.
À Universidade Federal do Ceará e à coordenação do programa de pós-graduação em
Engenharia e Ciências de Materiais pelo suporte estrutural e educacional.
Ao Conselho Nacional de Desenvolvimento Científico e Tecnológico (CNPq) e à
Petrobrás pelo aporte de recursos ao Projeto.
À Agência Nacional de Petróleo e Gás Natural (ANP) e ao PRH-31 pelo suporte
financeiro através da concessão de bolsa.
Ao Instituto Federal de Educação, Ciência e Tecnologia do Ceará (IFCE) em especial
ao Laboratório de Ensaios Mecânicos pela cooperação na preparação de amostras.
Ao Laboratório de Engenharia da Soldagem (ENGESOLDA) pela disponibilidade de
equipamentos para corte das amostras.
A todos aqueles que fazem parte do Laboratório de Caracterização dos Materiais
(LACAM) pela ajuda técnica e sugestões durante todo o desenvolvimento do trabalho.
A todos os professores que fizeram parte da construção desse conhecimento.
Aos colegas que fazem parte desse projeto.
Gostaria de expressar minha sincera gratidão ao meu orientador Hamilton Ferreira
Gomes de Abreu.
Agradeço especialmente ao meu marido, grande incentivador e às minhas filhas pela
paciência e compreensão.
E finalmente, Àquele que com sua sabedoria nos presenteou com um universo infinito
de conhecimentos e muitas chances para aprendê-los. Sem Ele esse trabalho não teria sentido.
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O BOM PASTOR
“O senhor é meu pastor:
não me falta coisa alguma! (...)
(...) Só felicidade e graça
toda a vida hão de seguir-me;
Minha casa é a do Senhor
Todos os dias da minha vida!”
Salmo 22, 1-6
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RESUMO
Os efeitos da composição química na microestrutura e na textura de cinco ligas
Fe-Cr-Mo contendo teores de cromo de 17%, 15% e 9% e com percentuais de molibdênio de
5%, 7% e 9%, foram investigados. O estudo termodinâmico das ligas para todas as
composições pesquisadas mostrou a presença de fases secundárias como: Mu (µ), Chi (χ) e
Sigma (σ), e uma matriz ferrítica nos aços. Identificadas através da análise microestrutural,
dos mapas de fase e dos padrões de qualidade obtidos na análise por EBSD, a precipitação das
fases intermetálicas dificulta o crescimento de grãos da matriz ferrítica. O efeito da
solubilização na microestrutura, no tamanho de grão e na dureza das ligas revelou o
crescimento dos grãos com o aumento de tempo de encharque e menor dureza para as ligas
solubilizadas, indicando uma matriz monofásica ferrítica. Para o ensaio de tração as amostras
contendo maiores percentuais de cromo e molibdênio, apresentaram maiores limite de
resistência à tração e limite de escoamento, com menor ductilidade. A influência dos teores de
cromo e molibdênio na variação da textura de deformação do material mostrou que a elevação
do teor de cromo aumenta a intensidade de planos {111} e da fibra DL, reduzindo a
intensidade da componente {001}<110>. Ao mesmo tempo, a elevação do teor de molibdênio
intensifica a fibra DN, especificamente a componente {111}<112> , tornando a fibra DL
menos intensa.
Palavras-chaves: Aço inoxidável ferrítico, Textura, Microestrutura, Molibdênio.
x
ABSTRACT
The effects of chemical composition on texture and microstructure of five Fe-Cr-
Mo alloys with 17%, 15% and 9% chromium contents and 5%, 7% and 9% molybdenum
contents were investigated. The thermodynamic study of alloys for all investigated
compositions showed the presence of secondary phases such as Mu (µ), Chi (χ), Sigma (σ)
and a ferritic matrix. EBSD technique was used to analyze grain size variation and phase
precipitation. The intermetallic phases are obstacle to the grain growth of ferritic matrix and
grain growth with increasing exposure time. The effect of solution treatment on the
microstructure and hardness of alloys revealed lower hardness for solution treated alloys,
indicating a single phase ferritic matrix. For tensile test samples containing higher chromium
and molybdenum contents, showed higher yield and tensile strengths, with reduced
elongation. The influence of chromium and molybdenum levels in the variation of deformation
texture for alloys showed that raising chromium content increases the intensity of {111}
planes and RD fiber, reducing the intensity of the component {001} <110>. The increase in
molybdenum contents intensifies ND fiber, specifically the component {111} <112>, making
the RD fiber less intense.
Keywords: Ferritic Stainless Steel, texture, Microstructure, Molybdenum.
xi
ÍNDICE DE FIGURAS
Figura 3.1: O efeito da adição de a) Molibdênio e de b) Cromo na região de fase
austenita nos aços carbono (BAIN, 1945) ........................................................................
Figura 3.2: Diagrama Schaeffler-Delong (LEFFLER, 200-) ............................................
Figura 3.3: Diagrama de equilíbrio Fe-Cr (ASM HANDBOOK, 1992)...........................
Figura 3.4 – Efeito do Mo no campo austenítico no diagrama Fe-Cr (CARROUGE,
2002) .................................................................................................................................
Figura 3.5: Diagrama de equilíbrio Fe-Mo (ASM HANDBOOK, 1992)........................
Figura 3.6.: Aspecto da microestrutura após tratamento térmico por 30 minutos (a) aço
AISI 444 à 900°C; (b) aço 13Cr-7Mo à 1000°C e (c) aço 15Cr-7Mo à 1000°C
(ABREU e HERCULANO, 2006) ...................................................................................
Figura 3.7. Difração de raios-X por planos de átomos (A-A’ e B-B’) (CALLISTER,
2002) ................................................................................................................................
Figura 3.8.: Padrão de difração para ferrita ......................................................................
Figura 3.9.: Esquema de goniômetro de textura (RANDLE, 2000) ...............................
Figura 3.10.: Geometria da difração no goniômetro de texturas; método de reflexão
(Schulz) (VIANA, 2002) ..................................................................................................
Figura 3.11.: (a) Textura (001)[110] em chapa; (b) Textura de fibra <100> em fio.
(CULLITY, 2001) .............................................................................................................
Figura 3.12.: Projeção estereográfica (CULLITY, 2001) .................................................
Figura 3.13.: (a) Figura de pólos inversa típica (VIANA, 2002); (b) Figura de pólo
direta (200) (FREITAS, 2003) ..........................................................................................
Figura 3.14.: Relação entre os eixos [100], [010] e [001] e as direções DL, DT e DN.
(VIANA, 2002) ................................................................................................................
Figura 3.15.: Ângulos de Euler (ϕ
1
, Φ, ϕ
2
) usados na notação de Bunge. (VIANA,
2002) ................................................................................................................................
Figura 3.16.: FDOC’s, pelo método direto para liga Fe-Cr-Mo laminada a frio..............
Figura 3.17: (a) Seção de ϕ
2
= 45
0
com as fibras clássicas do sistema cúbico; (b)
Seção de ϕ
2
= 45
0
mostrando os nomes de orientações clássicas do sistema cúbico.
(VIANA, 2002) ................................................................................................................
Figura 3.18.: Seção de ϕ
2
= 45
0
onde são mostradas as fibras DL, DN e DT. (BUNGE,
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1993) .................................................................................................................................
Figura 3.19.: Seções das FDOC para amostras de AISI 444 laminadas a frio (30, 60, 80
e 90%) (ABREU et. al., 2006) ..........................................................................................
Figura 4.1. Laminador de bancada (LACAM) .................................................................
Figura 4.2. Superfície para análise de textura ...................................................................
Figura 4.3. Difratômetro X’Pert Philips (LACAM) .........................................................
Figura 5.1. – Diagrama de fases do percentual de cromo em função da temperatura
com percentual de molibdênio fixo em 5%. (Thermo-Calc) ...........................................
Figura 5.2. – Diagramas de fases da temperatura em função do percentual de cromo.
Com 5% de Molibdênio – Liga E1 9%Cr-5%Mo (Thermo-Calc) ...................................
Figura 5.3: Diagrama de fases da temperatura em função do percentual de cromo. Com
7% de Molibdênio – Liga E2 9%Cr-7%Mo (Thermo-Calc) ............................................
Figura 5.4. Diagrama de fases da temperatura em função do percentual de cromo. Com
9% de Molibdênio – Liga E3 9%Cr-9%Mo (Thermo-Calc) ............................................
Figura 5.5. Diagrama com a fração de massa em função da temperatura com
identificação da temperatura de solubilização para liga A1 (17%Cr-5%Mo). (Thermo-
Calc) ..................................................................................................................................
Figura 5.6. Diagrama com a fração de massa em função da temperatura com
identificação da temperatura de solubilização para liga B1 (15%Cr-5%Mo) (Thermo-
Calc) ..................................................................................................................................
Figura 5.7. Diagrama com a fração de massa em função da temperatura com
identificação da temperatura de solubilização para liga E1 (9%Cr-5%Mo) (Thermo-
Calc) ..................................................................................................................................
Figura 5.8: Diagrama com a fração de massa em função da temperatura com
identificação da temperatura de solubilização para liga E2 (9%Cr-7%Mo). (Thermo-
Calc) ..................................................................................................................................
Figura 5.9: Diagrama com a fração de massa em função da temperatura com
identificação da temperatura de solubilização para liga E3 (9%Cr-9%Mo). (Thermo-
Calc) ..................................................................................................................................
Figura 5.10.: Temperatura de solubilização das ligas Fe-Cr-Mo em função do teor de
Mo (REIS, 2007) ..............................................................................................................
Figura 5.11.: Micrografia dos cinco tipos de aço após laminação a quente (LQ).
Ataque:Villela. Aumento: 200x . a) A1; b) B1; c) E1; d) E2; e) E3. (Microscópio
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óptico) ...............................................................................................................................
Figura 5.12.: Micrografia dos cinco tipos de aço após laminação a quente e
solubilizados (LQS). Ataque: Vilela. Aumento: 200X. a) A1; b) B1; c) E1; d) E2; e)
E3. (Microscópio óptico) ..................................................................................................
Figura 5.13.: diâmetro médio (µm) de grãos para as amostras LQ e LQS .......................
Figura 5.14.: tratamento de solubilização para liga E1 com variação de tempo. a) 1
min. b) 5min. c) 10min. d) 15min. e) 30min. f) 1 h ..........................................................
Figura 5.15. Mapa de fases, padrão de qualidade e gráfico do percentual das fases
presentes por EBSD com aumento de 1000x. a) A1 LQ; b) B1 LQ (INCA – Oxford
Instruments) ......................................................................................................................
Figura 5.16. Mapa de fases, padrão de qualidade e gráfico do percentual das fases
presentes por EBSD com aumento de 1000x. a) E1 LQ; b) E2 LQ (INCA – Oxford
Instruments) ......................................................................................................................
Figura 5.17.: Mapa de fases, padrão de qualidade e gráfico do percentual das fases
presentes por EBSD da liga E3 LQ com aumento de 1000x (INCA – Oxford
Instruments) ......................................................................................................................
Figura 5.18.: Mapa de fases e padrão de qualidade para amostra A1 solubilizada com
aumento de 1000x.( INCA- Oxford Instruments) .............................................................
Figura 5.19.: Mapa de fases amostra E2 LQ a 1000°C com a representação das fases
Chi, Mu, Sigma e Ferrita ..................................................................................................
Figura 5.20. Orientação dos grão e mapa de fases para a amostra E3 antes e após o
tratamento térmico. a) orientação dos grão LQ; b) mapa de fases LQ; c) orientação dos
grãos LQS; d) mapa de fases LQS ....................................................................................
Figura 5.21. Formação de um grão recristalizado a partir de um subgrão. A)
subestrutura inicial; B) o subgrão central (maior) cresce sobre os outros (menores) e C)
uma região livre de defeitos associada a um contorno de alto ângulo é formada
(PADILHA, 2005) ............................................................................................................
Figura 5.22.: Coalescimento de dois subgrãos por “rotação” de um deles. a) estrutura
original antes do coalescimento; b) rotação do subgrão CDEFGH; c) estrutura dos
subgrãos logo após o coalescimento; d) estrutura final após alguma migração de
subcontornos. (PADILAHA, 2005) ..................................................................................
Figura 5.23.: Dureza Vickers das ligas laminadas a quente, solubilizadas e laminadas a
frio com 50% de redução ..................................................................................................
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Figura 5.24.: Medidas de dureza da amostra E1 para vários tempos de solubilização .....
Figura 5.25. Limite de escoamento ...................................................................................
Figura 5.26. Limite de resistência à tração ......................................................................
Figura 5.27: Alongamento percentual ..............................................................................
Figura 5.28. Difratograma do padrão de ferrita ...............................................................
Figura 5.29. Difratogramas das ligas de aço solubilizadas: a) A1; b) B1 .........................
Figura 5.30. Difratogramas das ligas de aço solubilizadas. a) E1; b) E2..........................
Figura 5.31: Difratograma da liga de aço E3 solubilizada ...............................................
Figura 5.32. Seção φ
2
= 45º, em notação de Bunge, com as principais componentes de
textura (BUNGE, 1993) ....................................................................................................
Figura 5.33. FDOC’s das amostras laminadas a frio com redução de 50% na espessura
a) A1; b) B1 (Labotex) ......................................................................................................
Figura 5.34. FDOC’s das amostras laminadas a frio com redução de 50% na espessura
a) E1; b) E2; (Labotex) ....................................................................................................
Figura 5.35. FDOC da amostra E3 laminadas a frio com redução de 50% na espessura.
(Labotex) ...........................................................................................................................
Figura 5.36. Evolução da textura com variação de cromo em amostras LF50%. a) A1;
b) B1 e c) E1 (Labotex) ....................................................................................................
Figura 5.37. Diagrama da intensidade dos picos em função da posição angular na fibra
DL para as amostras A1, B1 e E1. (Labotex) ...................................................................
Figura 5.38. Figuras de pólo inversas das amostras laminadas a frio 50% . a) A1; b)
B1; c) E1 (Labotex) ..........................................................................................................
Figura 5.39. Evolução da textura com variação de molibdênio em amostras LF50%. a)
E1; b) E2 e c) E3 (Labotex) ..............................................................................................
Figura 5.40. Diagrama da intensidade dos picos em função da posição angular na fibra-
DN para as amostras E1, E2 e E3 (Labotex) ....................................................................
Figura 5.41. Figura de pólo inversas das amostras laminadas a frio 50%. a) E1; b) E2;
c) E3 (Labotex) .................................................................................................................
Figura 5.42. Aço 444 laminado a frio com redução de 60% da espessura. (ABREU et.
al., 2006) ...........................................................................................................................
Figura 5.43. Influência da solubilização na textura. a) A1; b) B1 e c) E1 ........................
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ÍNDICE DE TABELAS
Tabela 3.1. Fases secundárias que podem ocorrer em aços inoxidáveis de alto
desempenho (VOORT, 2004) .........................................................................................
Tabela 3.2. Composição química dos aços inoxidáveis ferríticos (WELDING
HANDBOOK, 1991) ......................................................................................................
Tabela 3.3. Composição química (% em massa ) de aços inoxidáveis ferríticos
forjados de alto desempenho. (DAVIS, 1994) ...............................................................
Tabela 3.4. Especificação das propriedades mecânicas mínimas para chapas e folhas
ASTM dos aços ferríticos de alto desempenho (DAVIS, 1994) ....................................
Tabela 4.1. Composição química das ligas Fe-Cr-Mo ...................................................
Tabela 4.2. Comparação da Composição química e PRE das ligas estudadas com os
aços comerciais AISI 444, 9Cr-1Mo, 316L e 317L. (DAVIS,1994) (MUNGOLE,
2007) (METAL HANDBOOK,1990) ............................................................................
Tabela 5.1.: Temperaturas de solubilização para cada liga ............................................
Tabela 5.2. Propriedades mecânicas das ligas A1, E1 e E3, para ensaio de tração ........
Tabela 5.3. Parâmetro de rede para as amostras .............................................................
Tabela 5.4. Valores de 2θ para os três primeiros picos [hkl] da ferrita ..........................
Tabela 5.5. Parâmetros de rede para fases intermetálicas ..............................................
Tabela 9.1. Dureza Vickers das ligas Laminadas a quente ............................................
Tabela 9.2. Dureza Vickers das ligas Laminadas a quente e solubilizadas ....................
Tabela 9.3. Medidas de dureza amostras laminadas a frio. a) LF10%; b) LF/S10%; c);
c) LF50%; d) LF/S50% ..................................................................................................
Tabela 9.4. Dureza da amostra E1 para vários tempos de solubilização.........................
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LISTA DE ABREVIATURAS E SÍMBOLOS
ABREVIATURAS
AISI
American Iron and Steel Institute
ASTM
American Society for Testing and Materials
ABNT
Associação Brasileira de Normas Técnicas
CCC
Cúbico de Corpo Centrado
CFC
Cúbico de Face Centrada
IAT
Índice de Acidez Total
EBSD
Electron Back-Scatter Diffraction
FDOC
Função de Distribuição de Orientação Cristalográfica
CENPES
Centro de Pesquisa da Petrobrás
ELI
Extra Low Intertitial
AOD
Argon-Oxigen Descarburrization
VOD
Vacum-Oxigen Descarburation
PRE
Pitting Resistance Equivalent
MET
Microscópio Eletrônico de Transmissão
MEV
Microscópio Eletrônico de Varredura
DL
Direção de Laminação
DT
Direção Transversal
DN
Direção Normal
CCD
Charge-Coupled-Device
FST
Fator de Severidade da Textura
LQ
Laminada a quente
LQS
Laminada a quente e solubilizada
LF
Laminada a frio
LF - 10, 30 e 50%
Laminada a frio com redução na espessura de 10, 30 e 50 %
LFS - 10, 30 e 50%
Laminada a frio e solubilizada , redução na espessura de 10, 30 e 50 %
SÍMBOLOS
(hkl)
Plano cristalino
[uvw]
Direção cristalina
{hkl}
Diversos planos cristalinos
<uvw>
Diversas direções cristalinas
ϕ
1
, Φ , ϕ
2
Ângulos de Bunge
dV
Fração do volume
f (ϕ
1
, Φ , ϕ
2
)
Função distribuição de probabilidades
P
h
(y)
Figuras de pólo associadas a um número finito de pontos individuais
P
n
Figura de pólo recalculada depois o n-ésimo passo de interação
µm
micro metro
u.a.
Unidade aleatória
a
Parâmetro de rede
d
hkl
Espaçamento interplanar
λ
Comprimento de onda
HV
Microdureza Vickers
xvii
SUMÁRIO
1. INTRODUÇÃO .......................................................................................................
2. OBJETIVOS ............................................................................................................
3. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ...............................................................................
3.1. MATERIAIS RESISTENTES À CORROSÃO NAFTÊNICA .............
3.2. EFEITO DOS ELEMENTOS DE LIGA NOS AÇOS ............................
3.2.1. Fases Secundárias ...........................................................................
3.2.2. Efeitos do Cromo ............................................................................
3.2.3. Efeitos do Molibdênio ....................................................................
3.3. AÇOS INOXIDÁVEIS FERRÍTICOS .....................................................
3.4. TEXTURA CRISTALOGRÁFICA ..........................................................
3.4.1. Medidas de textura .........................................................................
3.4.1.1. Difração de raios-X com goniômetro ..................................
3.4.1.2. Difração de elétrons retroespalhados (EBSD) .....................
3.4.2. Formas de representação da textura ............................................
3.4.2.1. Figuras de pólo ....................................................................
3.4.2.2. Função de Distribuição de Orientação Cristalográfica ........
3.4.3. Fatores que provocam textura ......................................................
4. MATERIAIS E MÉTODOS ..................................................................................
4.1. MATERIAIS ...............................................................................................
4.1.1. Análise da composição química ....................................................
4.2. MÉTODOS ..................................................................................................
4.2.1. Análise termodinâmica ..................................................................
4.2.2. Caracterização Microestrutural ...................................................
4.2.2.1. Microscopia óptica ...............................................................
4.2.2.2. Tamanho de grão .................................................................
4.2.2.3. Identificação das fases .........................................................
4.2.3. Ensaio de dureza Vickers ..............................................................
4.2.4. Ensaio de tração .............................................................................
4.2.5. Textura cristalográfica ..................................................................
5. RESULTADOS E DISCUSSÕES ........................................................................
5.1. ANÁLISE TERMODINÂMICA DAS LIGAS .......................................
5.2. CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL ...................................
5.2.1. Microscopia óptica .........................................................................
5.2.2. Tamanho de Grão ..........................................................................
5.2.3. Identificação das fases ...................................................................
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xviii
5.3. PROPRIEDADES MECÂNICAS ...........................................................
5.3.1. Ensaio de dureza Vickers ..............................................................
5.3.2. Ensaio de tração .............................................................................
5.4. EVOLUÇÃO DA TEXTURA ..................................................................
5.4.1. Medidas de raios-X ........................................................................
5.4.2. Medidas de textura ........................................................................
6. CONCLUSÕES ......................................................................................................
7. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ..............................................
8. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ................................................................
9. ANEXO ...................................................................................................................
9.1. TABELAS DAS MEDIDAS DE DUREZA ............................................
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82
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Introdução
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
1
1. INTRODUÇÃO
A indústria do petróleo em todo o mundo mobiliza somas gigantescas de recursos
econômicos e humanos para sustentar as operações de exploração, produção e refino de óleo e
gás. No Brasil, as reservas de óleo cresceram significativamente nos últimos anos. No entanto,
os desafios para os próximos anos são muitos e a excelência operacional e o desenvolvimento
tecnológico das empresas petrolíferas dependerá de um investimento estratégico em
conhecimento.
Um dos grandes problemas a serem enfrentados nas refinarias de petróleo é a
corrosão naftênica, provocada por compostos oxigenados, da família dos ácidos carboxílicos,
presente no processamento de petróleo de alta acidez. A qualidade do petróleo mundial tem se
deteriorado muito nos últimos anos, tornando-se mais pesado e com maior teor de enxofre,
enquanto que a demanda por derivados leves e médios (gasolina e diesel) com reduzidos
teores de enxofre vem aumentando. Estas restrições forçam a indústria do petróleo a investir
em unidades de refino mais complexas para atender a estas especificações.
Basicamente, mudando-se o material com que é fabricado o equipamento, pode-se
controlar a taxa de corrosão por ácido naftênicos (SCATTERGOOD et al, 1987).
A
modificação da superfície a partir da aplicação de um revestimento é hoje, o método mais
comum para combater a corrosão/erosão nas torres de refinamento de petróleo (WU et al,
2004).
As unidades de refino que atualmente são fabricadas com chapas de aço ASTM
A-516 Gr. 60 (aço estrutural) com revestimento (clad) de aço inoxidável AISI 405, não foram
projetadas para processar petróleo de alto índice de acidez, então o “clad” é atacado por
corrosão naftênica, expondo o aço estrutural ao meio agressivo. As regiões desgastadas são
recuperadas através da aplicação de "lining", ou seja, chapas de aço inoxidável AISI 316-L
(ou AISI 317-L) de 3,0 mm de espessura e largura de 100 mm (para T > 350
o
C) e 150 mm
(para T < 350
o
C). A melhor resistência à corrosão destes aços é atribuída à presença de
molibdênio. No entanto, durante a operação surgem trincas em virtude da diferença de
coeficiente de dilatação térmica entre o aço estrutural (ferrítico) e o material do "lining"
Introdução
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
2
(austenítico). (SOUZA, J. A., 2004)
Em trabalhos anteriores foi estudada a possibilidade do uso do aço inoxidável
ferrítico AISI 444, como material de "lining" para evitar o problema da diferença de
coeficiente de dilatação térmica, mas foi constatado o aparecimento da fase α’ (rica em cromo
e frágil), após 1000 horas de exposição à temperatura de 400
o
C, dificultando a aplicação do
aço AISI 444, já que está no limite superior da faixa de temperatura de operação nas torres de
destilação. (ABREU e PAIVA, 2005)
Durante seus estudos sobre corrosão naftênica nas refinarias, Craig
investigou a
influência do molibdênio na resistência contra corrosão por ácidos naftênicos. Ele demonstrou
que um aumento de 5 vezes no teor de molibdênio aumenta a resistência contra a corrosão em
10 anos. Sob escoamentos com altas velocidades, o efeito benéfico do molibdênio é mais
acentuado (CRAIG apud. KANUKUNTLA, 1995).
Uma variedade de ligas austeníticas foi avaliada por Grubb et. al., para o uso em
equipamentos de dessulfuração de gás. Essas ligas continham molibdênio variando de 2 a
16%. Ele verificou o aumento da resistência à corrosão por pite e galvânica por concentração
diferencial nas ranhuras, com aumento do percentual de molibdênio (GRUBB et al, 2000).
Sabe-se, atualmente, que o aumento do teor de molibdênio em aços inoxidáveis
melhora significativamente a resistência à corrosão naftênica, tem pouca influência na
formação da fase α’e aumenta a resistência mecânica dificultando a conformação a frio da liga
(REIS, 2007). Em ligas de Fe-Cr-Mo, a redução no percentual de cromo, além de facilitar a
conformação, dificulta a formação da fase α’. Mas, apesar de todo esse potencial do
molibdênio, praticamente não existem informações técnicas para aços inoxidáveis ferríticos
considerando uma faixa de variação percentual do molibdênio e do cromo.
Nas refinarias petrolíferas existe a necessidade de novos materiais que possam ser
empregados como “lining” de forma cada vez mais eficiente. Uma alternativa seria substituir
os aços inoxidáveis austeníticos, por aços inoxidáveis ferríticos menos onerosos e que
apresentem melhorias nas propriedades mecânicas e uma resistência à corrosão mais
adequada para a aplicação, diminuindo as intervenções de reparo e os gastos com material,
tornando-se economicamente viável.
Em função desta problemática foram fundidos lingotes com diferentes teores de
Cr e Mo, mantendo-se como premissa elevar PRE (Pitting Resistance Equivalent) para
aumentar a resistência à corrosão por pites, mantendo o cromo equivalente no mesmo patamar
de modo a não dificultar a soldagem. O presente trabalho foi realizado com o objetivo de
Introdução
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
3
investigar a influência da variação do teor de cromo e de molibdênio na microestrutura,
propriedades mecânicas e na textura cristalográfica destas composições a base de Fe-Cr-Mo.
Objetivos
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
4
2. OBJETIVOS
O objetivo mais amplo da linha de pesquisa em que se insere esta dissertação é
desenvolver aços Cr-Mo com teores de molibdênio bem acima dos valores dos aços
comerciais, com boa conformabilidade plástica, resistência mecânica e boa soldabilidade que
possam ser empregados como material de “lining” nas torres de destilação de petróleo.
Especificamente, busca-se avaliar o efeito do aumento do teor de Mo em ligas Fe-Cr
(teores de cromo - 9, 15 e 17% - e molibdênio - 5, 7 e 9%), caracterizando as propriedades
mecânicas através de ensaios de tração e dureza, da análise da microestrutura, do estudo da
evolução da textura por difração de raios-x e estudo de imagem por EBSD.
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
5
3. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
Neste capítulo faz-se uma abordagem geral a respeito dos custos da corrosão
naftênica para a indústria do petróleo, destacando a necessidade do estudo de novos materiais
resistentes a esse tipo de corrosão. E ainda, uma revisão conceitual de tópicos como: aços
inoxidáveis, fases intermetálicas, influência do Cromo e Molibdênio como elementos de liga e
textura cristalográfica. Tais assuntos foram utilizados como base teórica na fundamentação
desta pesquisa.
3.1. MATERIAIS RESISTENTES À CORROSÃO NAFTÊNICA
A corrosão está presente na indústria de petróleo atacando a superfície metálica de
tanques, tubulações, linhas de dutos, torres de destilação e outros equipamentos. Problemas
relacionados à corrosão surgem nessas linhas devido à agressão por parte dos fluidos que por
eles passam, geralmente, petróleo.
Desde a última década a necessidade de pesquisas nessa área intensificou-se em
função do processamento de petróleos cada vez mais pesados e de alta corrosividade, isto é,
índices de acidez total (IAT) acima de 0,5 mgKOH/g que indicará se um petróleo é ou não
passível de causar a corrosão naftênica. Nos próximos anos esta será a realidade das refinarias
nacionais, processar cada vez mais óleos com características corrosivas, assegurando a
qualidade do produto sem comprometer o meio ambiente, a integridade dos equipamentos e a
segurança dos técnicos envolvidos no processamento (BAPTISTA et al, 2003).
Os ácidos naftênicos são ácidos orgânicos, derivados de hidrocarbonetos alquil-
cicloparafínicos com estrutura de anel saturado, da família dos ácidos carboxílicos (-COOH).
Sua fórmula geral pode ser escrita como R(CH
2
)
n
COOH, onde o R é usualmente um anel de
ciclopentano ou ciclohexano. O ataque pelos ácidos naftênicos acontece mais freqüentemente
em meios bifásicos gás-líquido e com maior intensidade quando ocorre mudança de fase,
como a vaporização e a condensação.
A natureza do processo de corrosão depende da localização no processo de refino.
A corrosão por ácidos naftênicos ocorre principalmente nas unidades de destilação de cru e à
vácuo, e menos freqüentemente nas operações de craqueamento catalítico e térmico. Esta
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
6
corrosão é mais pronunciada em locais com alta velocidade e turbulência, como em cotovelos,
reforços de solda, impulsores de bombas, bocais de injeção de vapor e em locais onde ocorre
gotejamento de frações condensadas sobre as superfícies metálicas (COOPER, 1972).
O rompimento de qualquer oleoduto é capaz de gerar danos irreparáveis ao meio
ambiente. Os custos causados por danos em estruturas metálicas em todo o mundo, pela
indústria petrolífera, são facilmente convertidos em bilhões de dólares. A proteção de uma
estrutura metálica não é econômica, porém necessária para se evitar danos nesse contexto.
Várias alternativas vêm sendo estudadas e aplicadas no combate à corrosão em refinarias de
petróleo (WANDERLEY NETO et al., 2004).
Os custos da corrosão estão diretamente associados às perdas de materiais e
equipamentos ocasionados pela corrosão. E ainda, os custos oriundos da inspeção de
equipamentos, assim como as perdas devido ao reprocessamento, manutenção e lucro
cessante.
A prevenção dos danos causados pela corrosão aos equipamentos industriais, ao
meio ambiente e à vida humana são custos indiretos, e estão relacionados à seleção de
materiais mais nobres e ao superdimensionamento de equipamentos e estruturas. Bilhões de
dólares podem ser economizados com a prática adequada da seleção de materiais, projeto,
proteção e manutenção das plantas industriais.
Prever a corrosividade pelo ácido naftênico do petróleo é muito importante e
particularmente um aspecto difícil nas operações em refinarias, devido ao grande número de
variáveis envolvidas, sendo necessária a simulação em laboratório. Foi desenvolvida no
Centro de Pesquisa da Petrobrás (CENPES) um sistema e uma metodologia de ensaio,
capazes de simular as principais condições das unidades de destilação atmosférica e a vácuo.
Os resultados confirmaram que o aço ao carbono é menos resistente e o aço 9%Cr-1%Mo
mais resistente à corrosão, mostrando que além do cromo a presença do molibdênio
contribuiu para aumentar a resistência à corrosão (BAPTISTA et al., 2003). Existem vários
métodos práticos adotados para diminuir a taxa de corrosão dos materiais metálicos que
podem ser baseados em modificações do processo, do meio corrosivo ou do metal, como
também baseados em revestimentos protetores (MORAES, 2006).
Os materiais utilizados para o controle da corrosão por enxofre têm apresentado
bons resultados em algumas aplicações em meios naftênicos. Os aços inoxidáveis austeníticos
AISI 316 e 317 são empregados na maioria das condições por serem os mais resistentes à
corrosão, mas mesmo assim podem apresentar problemas relacionados à corrosão sob-tensão.
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
7
A presença do molibdênio nestes aços tem sido apontada como responsável pela sua maior
resistência ao ataque dos ácidos naftênicos. Os aços AISI 304, 321 e 347 podem ser
empregados em condições de baixa velocidade e turbulência, mas podem apresentar corrosão
localizada. As ligas de níquel (monel, inconel, hasteloy) ou outras não-ferrosas, além de
serem de custo elevado, apresentam ainda baixa resistência ao ataque pelo H
2
S (PETRO &
QUÍMICA, 2006).
Bernardes, em seu estudo do comportamento de aços inoxidáveis comerciais e
inconel na resistência à corrosão naftênica de petróleos nacionais, constatou o efeito benéfico
do molibdênio e do níquel na resistência à corrosão, que foi caracterizado através da menor
corrosividade encontrada em aços com maiores teores de molibdênio, mesmo sujeitos a acidez
elevada (BERNARDES, 2005).
Os aços inoxidáveis ferríticos AISI 403, 405 e 410S não vêm apresentando
desempenho satisfatório para resistir à corrosão naftênica talvez por seu baixo teor de cromo
(em média 13%) e a ausência de molibdênio. O AISI 444 (ferrítico) apresenta resistência à
corrosão comparável à do aço AISI 316 (austenítico), é muito resistente à corrosão sob tensão,
mas fragiliza-se após 1000 horas de exposição à temperatura de 400°C inviabilizando sua
aplicação em torres de destilação (PETRO & QUÍMICA, 2006).
Os materiais utilizados na construção das unidades de destilação são
frequentemente classificados da menor para a maior resistência à corrosão naftênica: aço
carbono, aços liga (5Cr-1/2Mo, 9Cr-1Mo), aços inoxidáveis (410, 304, 316, 317) (QU, et al.
2005).
Aliado ao melhor desempenho, os aços inoxidáveis ferríticos também resultam em
uma maior economia – já que são mais baratos quando comparados aos austeníticos. Novas
pesquisas pretendem melhorar as características deste material através da alteração nos teores
de cromo e molibdênio, cujo objetivo principal é obter uma nova liga mais resistente à
corrosão e menos suscetível a problemas de fragilização (PETRO & QUÍMICA, 2006).
3.2. EFEITO DOS ELEMENTOS DE LIGA NOS AÇOS
A definição mais antiga e tradicional dos aços é que são ligas ferro-carbono que
contém entre 0,008 e 2,14% em peso de carbono. Na prática, entretanto, os aços raramente
ultrapassam o teor de carbono de 1,0% e podem apresentar uma série de outros elementos de
liga. Existem milhares de aços que possuem composições e/ou tratamentos térmicos
diferentes (CALLISTER, 2002). De acordo com o conceito moderno, o que define um aço é a
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
8
microestrutura e o tratamento térmico ou termodinâmico, que influem na microestrutura e
propriedades do material.
Entre os principais elementos de liga introduzidos no aço para lhe conferir
propriedades específicas encontramos o níquel, cromo, molibdênio, silício, vanádio,
tungstênio, manganês e nióbio. Normalmente as normas definem os teores máximos
permitidos destes elementos de acordo com a aplicação dos mesmos (CHIAVERINI, 1990).
As principais impurezas encontradas nos aços são o fósforo, o enxofre, o
manganês e o silício. Outros elementos residuais podem ser o nitrogênio, o oxigênio o estanho
e o alumínio (CHIAVERINI, 1990).
BAIN em 1945, já ressaltava a necessidade e a importância do estudo dos efeitos
dos elementos de liga, para ser usado como base de referência, comparação e evolução das
propriedades dos aços. A contribuição dos elementos de liga torna-se mais aparente quando
afeta propriedades como resistência à fluência, tenacidade e a resistência à corrosão em
temperaturas elevadas.
Os elementos de liga frequentemente adicionados aos aços inoxidáveis podem ser
divididos em austenitizantes (C, Ni, N, Mn, Co e Cu), que ampliam o campo austenítico no
diagrama de fases e ferritizantes (Cr, Mo, Si, Nb, Al W e Ti) que ampliam o campo de
estabilidade da ferrita. Cada elemento de liga possui um efeito específico nas propriedades
dos aços (DAVIS, 1994).
Nas ligas ferro-carbono, o carbono é um elemento de grande relevância e sua
adição aumenta a resistência mecânica e diminui a resistência à corrosão intergranular. Nos
aços inoxidáveis ferríticos reduz a tenacidade e a resistência à corrosão. O carbono dos aços
inoxidáveis muito comumente combina-se com outros elementos para formar carbonetos. Na
ausência de elementos estabilizadores, como Ti e Nb, o carbono pode formar carbonetos de
cromo que são responsáveis pelo fenômeno de sensitização.
Os elementos Cr e Mo podem ser adicionados em conjunto aos aços com diversas
finalidades, dentre elas conferir resistência mecânica, resistência à fluência e resistência à
corrosão. A adição ao aço de Molibdênio (de 0 a 7%), Figura 3.1(a), e de Cromo (de 0 a
19%), Figura 3.1(b), amplia o campo ferrítico e reduz o campo austenítico.
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
9
a)
b)
Figura 3.1: O efeito da adição de a) Molibdênio e de b) Cromo na região de fase austenita nos
aços carbono (BAIN, 1945).
Nos aços inoxidáveis, o efeito dos elementos de liga na estrutura pode ser
resumido através do diagrama de Schaeffler-Delong, na Figura 3.2. O diagrama é baseado no
fato de que os elementos de liga podem ser divididos em estabilizadores de ferrita e
estabilizadores de austenita. Nos estabilizadores de ferrita a habilidade de promover ferrita
está relacionada ao cromo. Sendo possível calcular os efeitos dos elementos de liga
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
10
ferritizantes e austenitizantes nos aços, através das expressões para o cromo e níquel
equivalente, Respectivamente: (LEFFLER, 200-)
Cr – equivalente = %Cr + 1,5%Si + %Mo Equação 3.1
Ni – equivalente = %Ni + 30(%C + %N) + 0,5(%Mn + %Cu + %Co) Equação 3.2
Figura 3.2: Diagrama Schaeffler-Delong (LEFFLER, 200-)
Entretanto, esse método realiza uma avaliação grosseira da microestrutura em
função da composição, não levando em conta o efeito da taxa de resfriamento e do tempo de
envelhecimento. O presente trabalho vai avaliar a influência da variação dos percentuais de
cromo e molibdênio em aços ferríticos. Portanto, faz-se necessário o conhecimento dos efeitos
provocados pela adição desses elementos de liga ao aço utilizando ferramentas mais precisas
como o Thermo-calc.
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
11
3.2.1. Fases secundárias
Uma fase secundária é aquela em que os elementos combinados formam uma
estrutura diferente daquela que eles adotam quando no estado puro. A estabilidade
termodinâmica de uma composição em particular depende de vários fatores, como os
parâmetros de eletronegatividade e tamanho atômico (DURAND-CHARRE, 2004).
Na tabela 3.1 estão representadas as fases secundárias que geralmente são
encontradas nos diversos aços inoxidáveis e podem ser classificadas como: carbonetos,
nitretos ou compostos intermetálicos. A cinética de precipitação de fases intermetálicas
frágeis é fortemente influenciada pela presença de elementos como cromo e molibdênio.
Tabela 3.1. Fases secundárias que podem ocorrer em aços inoxidáveis de alto
desempenho (VOORT, 2004)
Fase
Símbolo
Tipo
Fórmula
Faixa de
temperatura
Célula
unitária
Carboneto de cromo
-
M
7
C
3
(Cr, Fe, Mo)
7
C
3
950-1050°C
Pseudo-
Hexagonal
Carboneto de cromo
-
M
23
C
6
(Cr, Fe, Mo)
23
C
36
600 – 950°C
CFC
Carboneto de cromo
-
M
6
C
(Cr, Fe, Mo)
6
C
700 – 950°C
CFC
Nitreto de cromo
-
M
2
N
(Cr, Fe,)
2
N
650 – 950°C
Hexagonal
Nitreto de cromo
-
MN
CrN
-
CFC
Nitreto de Fe-Mo
-
M
5
N
Fe
5
Mo
13
N
4
550 – 600°C
-
Nitreto de Nb-Cr
Z
MN
(NbCr)N
700 – 1000°C
Tetragonal
Carbo-nitreto de
titânio
-
MC
Ti(CN)
700 °C – t.f.
CFC
Carbo-nitreto de
nióbio
-
MC
Nb(CN)
700 °C – t.f.
CFC
Sigma
σ
A
x
B
y
(Fe, Ni)
x
(Cr, Mo)
y
550 – 1050°C
TCC
Chi
χ
A
48
B
10
Fe
36
Cr
12
Mo
10
(FeNi
)
36
Cr
18
(TiMo)
4
600 – 900°C
CCC
Alfa linha
α’
-
CrFe(Cr 61-83%)
350 – 550°C
CCC
Laves
η
A
2
B
(Fe,Cr)
2
(Mo, Nb,
Ti, Si)
550 – 900°C
HC
R
R
-
Fe
22
Mo
18
Cr
13
; (Fe,
Ni)
10
Cr
5
Mo
3
Si
2
550 – 650°C
Romboédrica
Tau
τ
-
-
550 – 650°C
Ortorrômbica
A fase sigma (σ - CrFe) forma-se nos contornos de grão causando o
empobrecimento de cromo e molibdênio nas regiões adjacentes aos contornos de grão da
matriz, sendo este o provável motivo da redução da resistência à corrosão na região próxima a
fase sigma. Esta fase também afeta negativamente a ductibilidade e a tenacidade porque ela é
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
12
muito dura e frágil. O aumento nos teores de cromo em solução sólida desloca o início da
precipitação da fase sigma para tempos mais curtos e temperaturas mais altas.
O molibdênio não tem efeito claro na formação da fase sigma, isso foi verificado
comparando-se aços inoxidáveis austeníticos, superferríticos e duplex com percentuais de até
3% de molibdênio na sua composição química (ESCRIBA et. al., 2006).
A fase Chi (χ - Cr
6
Fe
18
Mo
5
) geralmente reduz a tenacidade e a resistência à
corrosão. Sua ocorrência nos aços inoxidáveis ferríticos está vinculada a um teor mínimo de
molibdênio. Segundo Andrade (2006), um teor mínimo de 2% a 600°C é suficiente.
A fase alfa linha (α’) rica em cromo (61-83%) com estrutura CCC é responsável
pela conhecida fragilidade a 475°C. Os precipitados são extremamente pequenos e sua
presença é acompanhada por um aumento na dureza, perda de resistência à corrosão e redução
da tenacidade (ANDRADE, 2006).
Além das fases citadas acima, a fase Mu (µ - Fe
7
Mo
6
) contém cerca de 40% de Fe,
54% de Mo e apenas 6% de Cr, também pode se precipitar nos aços ferríticos ligados ao Mo.
A formação de fases intermetálicas danosas está diretamente relacionada aos
teores de cromo e molibdênio. Busca-se no desenvolvimento de aços inoxidáveis combinar
esses elementos para permitir uma máxima resistência à corrosão associada a uma boa
processabilidade.
3.2.2. Efeitos do Cromo
O cromo (Cr) é um elemento que forma carbonetos estáveis e muito duros nos
aços. É adicionado nos aços de baixa liga em teores da ordem de 0,8 % a 1,10 %. Tem um
efeito moderado sobre a temperabilidade e endurece ligeiramente a ferrita por solução sólida.
O cromo aumenta a temperatura de recristalização da ferrita encruada, reduz a tendência à
formação de trincas durante o resfriamento da têmpera e melhora a resistência a fragilização
por hidrogênio (FARIAS, TEICHERT e SOUSA apud. AGUIAR, 2001).
É também o elemento de liga mais importante dos aços inoxidáveis, promove sua
resistência básica à corrosão através da formação da camada passivadora constituída de óxido
de cromo (Cr
2
O
3
). Além disso, o cromo confere resistência à corrosão em temperaturas
elevadas, aumenta a resistência à corrosão em ambientes contendo ácido nítrico (HNO
3
) e
ácido crômico (H
2
CrO
4
), e eleva a resistência à corrosão por vapores sulfurosos a altas
temperaturas.
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
13
Um dos diagramas mais importantes para o estudo dos aços inoxidáveis é o
diagrama Fe-Cr. O sistema binário Fe-Cr pode proporcionar uma grande variedade de
microestruturas com propriedades mecânicas marcadamente diferentes. Neste diagrama,
representado na Figura 3.3, podem ser ressaltadas duas características importantes: a chamada
“lupa austenítica” ou lupa gama (campo de estabilidade da austenita) e a fase sigma (σ) com
aproximadamente 50% de Cromo (LLEWELLYN, 1998).
A lupa austenítica, indica que todas as ligas de composição localizadas à sua
direita, isto é, mais que 12% ou 13% de cromo, solidificam na forma de ferrita e como tal
permanecem até a temperatura ambiente (CHIAVERINI, 1990).
O campo de estabilidade da fase sigma (σ), uma fase quebradiça de Fe-Cr, é um
composto intermetálico rico em cromo, muito duro e frágil, que pode ocorrer nos inoxidáveis
ferríticos e austeníticos mais ricos em cromo. Sua presença afeta as propriedades mecânicas, a
resistência à corrosão, a ductilidade e a tenacidade do aço. Alguns autores consideram que a
fase sigma é parcialmente responsável pelo fenômeno denominado “fragilidade a 475°C”, que
pode ocorrer nos aços inoxidáveis ferríticos (CHIAVERINI, 1990).
Figura 3.3: Diagrama de equilíbrio Fe-Cr (ASM HANDBOOK, 1992)
Através do diagrama na Figura 3.3, pode-se também observar as fases presentes
na liga em qualquer temperatura dependendo da composição química. Verifica-se que, para as
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
14
ligas ferríticas contendo entre 10,5% e 27%Cr a estrutura presente é constituída apenas de
ferrita α, para quase todas as temperaturas, isto é, para as ligas nesta faixa de composição não
ocorre nenhuma transformação de fase no estado sólido (CHIAVERINI,1986).
3.2.3. Efeitos do Molibdênio
A adição de Molibdênio (Mo) aumenta substancialmente a resistência à corrosão
geral e localizada, eleva a resistência mecânica, participa da formação de carbonetos e
melhora a resistência à corrosão naftênica. Geralmente, o molibdênio também aumenta a
passividade e a resistência à corrosão nos ácidos sulfúrico e sulfuroso a altas temperaturas e
pressões e em soluções neutras de cloreto, particularmente na água do mar. O efeito do
molibdênio no campo austenítico pode ser observado na Figura 3.4, que apresenta um
diagrama Ferro-Cromo para diferentes adições de Molibdênio (de 0 a 2%).
Figura 3.4 – Efeito do Mo no campo austenítico no diagrama Fe-Cr (CARROUGE, 2002).
A Figura 3.5 mostra o diagrama de fases do Fe-Mo calculado com o Thermo-
Calc. A característica mais interessante desse sistema é o fato de conter as quatro maiores
fases intermetálicas freqüentemente encontrada nos aços, correspondendo as fases σ (FeMo) ,
R (FeCrMo), µ (Fe
7
Mo
6
) e fase laves η (Fe
2
Mo) (DURAND-CHARRE, 2004).
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
15
Figura 3.5: Diagrama de equilíbrio Fe-Mo (ASM HANDBOOK, 1992).
No estudo da influência do molibdênio na corrosão por pite em aços inoxidáveis
austeníticos (Fe-18%Cr-12-15%Ni-2-5%Mo) e ferríticos (Fe-18%Cr-2-5%Mo) em soluções
de cloreto e brometo foi observado maior potencial de pite nos aços austeníticos do que em
aços ferríticos para um mesmo percentual de molibdênio. Aumentando-se o molibdênio nos
aços ferríticos constatou-se um maior aumento no potencial de pite na solução de cloreto,
quando comparado à solução de brometo (KANEKO et al, 2001).
Estudos comprovam o efeito benéfico do molibdênio na resistência à corrosão em
aço AISI 316L por formar uma camada passivadora uniforme (BASTIDAS et al., 2001) e
ainda pode atuar na formação de óxidos insolúveis que promovem a repassivação e desativam
o crescimento dos pites nos aços inoxidáveis austeníticos AISI 304 e 316. (PARDO et al.,
2008). Maiores quantidades de molibdênio aumentam a resistência geral à corrosão dos aços
inoxidáveis em solução de H
2
SO
4
(PARDO et. al., 2007).
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
16
3.3. AÇOS INOXIDÁVEIS FERRÍTICOS
Os materiais mais utilizados em ambientes sujeitos à corrosão naftênica são os
aços, tais como o aço carbono, vários tipos de aço-liga e aços inoxidáveis.
Faz-se necessário o aperfeiçoamento da tecnologia já que a metalurgia dos aços,
particularmente em relação aos efeitos da composição e da temperatura na microestrutura, é
largamente baseada em dados experimentais obtidos a partir de uma grande quantidade de
técnicas físicas e químicas (DURAND-CHARRE, 2004).
Para reduzir os danos causados pela corrosão naftênica aos equipamentos da
indústria do petróleo, adaptações metalúrgicas estão sendo propostas com a utilização de aços
inoxidáveis com elevados teores (acima de 3%) de molibdênio.
Os aços inoxidáveis ferríticos são bastante utilizados na indústria de petróleo por
possuírem boas propriedades mecânicas e boa resistência à corrosão. Apresentam a fase
ferrítica (estrutura CCC do ferro) estável em quaisquer temperaturas. Em muitas situações,
são também comparáveis ou mesmo superiores aos aços austeníticos. Os aços ferríticos são
consideravelmente mais econômicos que os austeníticos por conterem pouco ou nenhum teor
de níquel (SMITH, 1993).
Baixos teores de carbono e nitrogênio melhoram a ductilidade, soldabilidade e a
resistência à corrosão. O aumento do teor de cromo e a adição de molibdênio aumentam a
resistência à corrosão dos aços inoxidáveis ferríticos em diversos meios.
Entretanto, os inoxidáveis ferríticos têm como principais desvantagens em relação
aos austeníticos as mais baixas ductilidade e tenacidade e as sérias dificuldades encontradas
nos processos de soldagem. Essas características podem ser atribuídas aos seguintes
fenômenos de fragilização: fragilização a 475
o
C, fragilização por fase sigma, crescimento de
grãos, sensitização e fragilização devido a elementos intersticiais (CHIAVERINI, 1990).
Os aços inoxidáveis ferríticos não endurecem por tratamento térmico, isto é, não é
possível melhorar as propriedades mecânicas dos aços inoxidáveis ferríticos por meio de
tratamentos térmicos, porém pode-se conseguir um pequeno aumento do limite de resistência
por meio do trabalho a frio, apesar de os aços ferríticos apresentarem menores taxas de
encruamento em relação aos aços austeníticos (DAVIS, 1994).
O tratamento térmico usual ao qual estes aços são submetidos é o recozimento
para alívio de tensões originadas na conformação a frio e para obtenção da máxima
ductilidade (CHIAVERINI, 1990). O controle da temperatura empregada durante o
tratamento térmico, do tempo de exposição da amostra e o aumento da velocidade de
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
17
resfriamento reduzem o grau de sensitização dos aços e consequentemente a corrosão
intergranular (BARBOSA et. al., 2006).
Os aços inoxidáveis ferríticos estão divididos em três gerações e alguns desses
aços estão apresentados na Tabela 3.2. A primeira geração, tipos 430, 442 e 446, contém
somente cromo como estabilizador da ferrita e teores de carbono e nitrogênio relativamente
altos.
Os teores de cromo, carbono e nitrogênio são menores nos aços inoxidáveis
ferríticos (tipos 405 e 409) da segunda geração, que geralmente possuem mais baixos teores
de cromo. Estes aços possuem também elementos estabilizantes como titânio e o alumínio, no
caso do tipo 409.
Aços ferríticos com níveis de carbono e nitrogênio tipicamente de 0,02% ou
menos, estabilizados ao titânio e/ou nióbio, e contendo mais alto teor de cromo, são
característicos da terceira geração. Os aços são livres de austenita em todas as temperaturas,
contudo podem apresentar o fenômeno de fragilização a 475°C, por exemplo, os aços 444
(18Cr-2Mo) e 26-1 (26Cr-1Mo).
Tabela 3.2. Composição química dos aços inoxidáveis ferríticos (WELDING HANDBOOK,
1991).
Composição Química (% em massa)
Tipo
C
Mn
Si
Cr
Ni
P
S
Outros
405
0,08
1,00
1,00
11,5 - 14,5
0,04
0,03
0,10 - 0,30 Al
409
0,08
1,00
1,00
10,5 - 11,75
0,045
0,045
Ti min - 6x%C
430
0,12
1,00
1,00
16,0 - 18,0
0,04
0,03
434
0,12
1,00
1,00
16,0 - 18,0
0,04
0,03
0,75 - 1,25 Mo
442
0,20
1,00
1,00
18,0 - 23,0
0,04
0,03
444
0,025
1,00
1,00
17,5 - 19,5
1,00
0,04
0,03
1,75– 2,5Mo; 0,035N Max; (Cb+Ta)min-
0,2+4(%C+%N)
446
0,20
1,50
1,00
23,0 - 27,0
0,04
0,03
0,25N
26-1
0,06
0,75
0,75
25,0 - 27,0
0,50
0,04
0,020
0,75–1,50Mo; 0,020–1,0Ti; 0,04N; 0,2Cu
Problemas como a severa fragilização com conseqüente perda de resistência à
corrosão em temperaturas elevadas, e baixa tenacidade provocada pelo teor de elementos
intersticiais, motivam várias pesquisas para o desenvolvimento de ligas ferríticas com
melhores características de ductilidade, soldabilidade e resistência à corrosão. Estes estudos
baseiam-se na redução dos teores de intersticiais, na estabilização com nióbio e titânio e na
adição de molibdênio para melhorar a resistência à corrosão.
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
18
Recentemente alguns fabricantes desenvolveram os aços “ELI” (extra low
intertitial) através do desenvolvimento dos processos metalúrgicos de redução de carbono em
larga escala, como AOD (argon-oxigen descarburrization) e VOD (vacum-oxigen
descarburation). Estes aços com baixo teor de intersticiais são mais resistentes à sensitização
e apresentam melhor soldabilidade, possibilitando o aumento dos teores de cromo e
molibdênio para aumentar a resistência à corrosão (ANDRADE, 2006)
Ligas com estrutura ferrítica contendo elevados teores de cromo e de molibdênio
foram desenvolvidas, resultando em um material com melhor resistência à corrosão do que os
aços inoxidáveis austeníticos e duplex, e ainda, com custo mais baixo (TVERBERG, 2007).
Na Tabela 3.3 estão dispostos exemplos de aços de alto desempenho, conhecidos como aços
super-ferríticos com suas composições químicas.
A resistência à corrosão por pite para cada aço pode ser avaliada através do PRE
(Pitting Resistance Equivalent) que é uma maneira de combinar os efeitos dos elementos de
liga, relacionando os efeitos dos percentuais de cromo, molibdênio e nitrogênio. Quanto maior
for esse número, maior será a resistênica à corrosão por pite. Existem várias equações para o
PRE, todas com coeficientes ligeiramente diferentes para o molibdênio e o nitrogênio. Uma
das fórmulas mais comuns é a seguinte (LEFFLER, 200- ):
PRE = % Cr + 3,3%Mo + 16%N Equação 3.3
Tabela 3.3. Composição química (% em massa) de aços inoxidáveis ferríticos forjados de alto
desempenho (DAVIS, 1994)
Nome
Número UNS
C
N
Cr
Ni
Mo
Outros
PRE
Tipo 444
S44400
0,025
0,035
17,5-19,5
1
1,75-2,5
Ti, Nb
23
26-1S
S44626
0,06
0,04
25-27
0,5
0,75-1,5
Ti
27
E-BRITE 26-1
S44627
0,01
0,015
25-27
0,5
0,75-1,5
Nb
27
MONIT
S44635
0,025
0,035
24,5-26
3,5-4,5
3,5-4,5
Ti, Nb
36
SEA-CURE
S44660
0,03
0,04
25-28
1,0-3,5
3,0-4,0
Ti, Nb
35
AL 29-4C
S44735
0,03
0,045
28-30
1
3,6-4,2
Ti, Nb
40
AL 29-4-2
S44800
0,01
0,02
28-30
2,0-2,5
3,5-4,2
40
O aço inoxidável ferrítico AISI 444 possui molibdênio como elemento de liga e
apresenta boa resistência à corrosão naftênica. O E-Brite 26-1 e o Al 29-4-2 resistem ao
ataque por parte de cloretos, álcalis, ácido nítrico, uréia, aminas e ácidos orgânicos. O tipo Al
29-4-2 possui grande resistência à ação de ácidos redutores diluídos e o E-Brite devido ao seu
alto teor de cromo, apresenta excelente resistência à oxidação a alta temperatura
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Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
19
(CHIAVERINI, 1990).
Estudos anteriores realizados em laboratório nas ligas E1(9Cr-5Mo) , E2(9Cr-
7Mo) e E3(9Cr-9Mo) revelaram que embora a presença do molibdênio aumente a resistência
à corrosão por pite, essa influência tem um limite máximo na relação percentual adicionado e
resistência à corrosão. (NEGREIROS et al, 2008). Demonstrou-se também, que as ligas com
17%Cr e 5%Mo apresentaram melhor desempenho anticorrosivo. (PINHEIRO et al, 2008).
Com relação às propriedades mecânicas, os aços inoxidáveis super-ferríticos
caracterizam-se por ter alto limite de escoamento, mas com ductilidade limitada. O alto limite
de escoamento é devido ao efeito do aumento de resistência pela solução sólida do
molibdênio e pelo efeito do tamanho de grão pequeno na ferrita. A resistência à tração, a
ductilidade e a dureza para alguns aços ferríticos estão resumidos na tabela 3.4.
Tabela 3.4. Especificação das propriedades mecânicas mínimas para chapas e
folhas ASTM dos aços ferríticos de alto desempenho (DAVIS, 1994)
Dureza (máxima)
Nome
Resistência
a Tração
(mínima)
Limite de
Escoamento
(mínimo) MPa
Ductilidade
(mínima)
%
Brinell
HRB
Tipo 444
415
275
22
-
83
26-1S
470
310
20
217
96
E-BRITE 26-1
450
275
22
187
90
MONIT
620
515
20
269
28RC
SEA-CURE
585
450
18
241
100
AL 29-4C
550
415
18
255
25RC
AL 29-4-2
550
415
20
223
20RC
Várias pesquisas em aços inoxidáveis ferríticos já vêem sendo realizadas.
Destacando o estudo da viabilidade da aplicação de um “lining” de aço inoxidável ferrítico
AISI 444, com o desenvolvimento de técnicas e procedimentos de soldagem e revestimentos.
Resultados evidenciaram a fragilização a 475°C, sendo sugerido que é possível reluzi-la ou
até mesmo eliminá-la por meio de variações dos teores de cromo e molibdênio do aço ferrítico
(GUIMARÃES, 2003).
Também foram realizados estudos da precipitação de α’(alfa linha) e o
monitoramento das propriedades mecânicas do AISI 444 após tratamento térmico de
envelhecimento (SOUZA, J.A., 2004), além de ensaios mecânicos e eletroquímicos
(NASCIMENTO, 2004).
REIS, em 2007, avaliou o efeito da temperatura (400 e 475°C) e do tempo de
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Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
20
exposição (até 1000 horas) em três tipos de ligas Fe-Cr-Mo, com três diferentes percentuais
de cromo (13%, 15% e 18% em peso) e com o teor de Mo de aproximadamente 7%.
Constatou que o aumento da dureza e diminuição da resistência à corrosão foram mais
intensos na temperatura de 475°C e ainda que quanto maior o teor de cromo mais resistente à
corrosão é a liga Fe-Cr com alto teor de molibdênio.
A microestrutura, tamanho de grão e dureza foram estudadas para ligas contendo
7% em peso de molibdênio e três diferentes percentuais de cromo, 13%, 15% e 17%. A
dureza das ligas variou entre 170 e 300 HB (170 e 300 HV) para diferentes temperaturas de
recozimento, constatando que para maiores teores de Mo e Cr a dureza foi mais elevada
(ABREU e HERCULANO, 2006).
O grau de solubilização com relação ao tempo de tratamento térmico e da
temperatura também foi verificado. A dureza pouco variou em função do tempo após 5
minutos de tratamento para uma dada temperatura. No entanto, a uma temperatura de 1000°C
ocorreu o crescimento de grão, que pode ser confirmado através da análise microestrutural
(figura 3.6.) (ABREU e HERCULANO, 2006).
O aspecto da microestrutura para amostras laminadas a frio com redução de 50%
em espessura e recozidas, pode ser observado na figura 3.6.
(a) (b) (c)
Figura 3.6.: Aspecto da microestrutura após tratamento térmico por 30 minutos (a) aço AISI
444 à 900°C; (b) aço 13Cr-7Mo à 1000°C e (c) aço 15Cr-7Mo à 1000°C (ABREU e
HERCULANO, 2006).
Foi observado durante o estudo de aços elétricos que o carbono em solução
retarda a cinética de recristalização no ferro, e que esse efeito pode ser justificado pela
segregação dos átomos de carbono que diminuiriam a velocidade de movimento dos
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Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
21
contornos de grão. Portanto, o crescimento de grão secundário está associado à migração de
contornos de grão acelerada em amostras descarbonetadas (CASTRO et. al., 2006).
Sabe-se que a diminuição do tamanho do grão ferrítico aumenta a resistência ao
escoamento e aumenta a dureza (HUA-BING, 2009). As propriedades mecânicas dos aços
incluindo também a suscetibilidade à fragilização podem ser melhoradas pelo refino do
tamanho do grão (MORRIS Jr., 2001). Para muitos aços, a adição de alumínio desempenha
várias funções metalúrgicas. Para uma relação entre alumínio e nitrogênio maior que 2
normalmente considera-se que promove o refinamento do grão da ferrita e não tem efeito na
microestrutura (ELDRIDGE et.al., 1998). E o efeito do Ti, V e Nb foi avaliado no
refinamento de grão da austenita (MESQUITA et.al., 2005).
Para avaliar a resistência à corrosão das ligas E1, E2 e E3 foram realizados
ensaios de polarização cíclica e impedância eletroquímica para obtenção dos parâmetros
eletroquímicos necessários. Os resultados obtidos mostraram que a liga de 5% de Mo (E1)
tem uma maior resistência à corrosão. A adição do Mo na liga diminuiu a densidade de
corrente de corrosão. Entretanto, os filmes formados apresentaram pouca estabilidade,
provavelmente, devido aos óxidos de molibdênio não serem estáveis em meio ácido. A
presença do Mo tende a aumentar a resistência á corrosão por pite, mas os resultados
indicaram que existe um limite máximo para adição no Mo na liga (NEGREIROS et al,
2008).
Também se avaliou a corrosão em ligas de aço inoxidável (17, 15 e 13%) com alto
teor de molibdênio (5%) através de ensaios eletroquímicos utilizando-se solução de acido
sulfúrico com cloreto de sódio, demonstrando que a liga com 17% de cromo apresenta o
melhor desempenho anticorrosivo (PINHEIRO et al, 2008).
O efeito do teor de cromo e molibdênio na resistência à corrosão em diversos
meios já foi estudado por diversos autores. A proposta desse trabalho é realizar investigações
a respeito da influência desses elementos de liga nas propriedades mecânicas de ligas
ferríticas através da evolução do comportamento da textura cristalográfica com a variação da
composição química.
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Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
22
3.4. TEXTURA CRISTALOGRÁFICA
Os materiais policristalinos tais como os metais, ligas, cerâmicas, rochas,
minerais, etc, são constituídos de pequenos cristais denominados grãos ou cristalitos, os quais
são separados uns dos outros por fronteiras denominadas contornos de grão. Cada grão em um
agregado policristalino tem orientação cristalográfica diferente das dos seus vizinhos. As
propriedades do policristal dependem da forma, do tamanho e da orientação dos grãos
(VIANA, 2002).
A forma de distribuição das orientações dos cristais constituintes de um material
policristalino é denominada textura, essa denominação refere-se ao fato de existir uma
"tecitura" ou organização. Quando a distribuição das orientações dos cristais no agregado
policristalino é totalmente aleatória, o material é considerado sem textura. A noção de textura
cristalográfica está, portanto, associada à policristais. Ela não tem sentido quando se refere a
um monocristal. Neste caso, trata-se de uma textura de orientações cristalinas, daí o nome
Textura Cristalográfica (VIANA, 2002).
A orientação preferencial de cristalitos (ou textura) possui grande importância
industrial por causa de sua influência nas propriedades físicas e mecânicas dos materiais, tais
como: resistência, condutividade elétrica, piezoeletricidade, suscetibilidade magnética,
refração da luz e propagação de onda, uma conseqüência direta da anisotropia destas
propriedades (WENK et al., 2004).
Tal orientação pode ser introduzida no material por diversos modos: por
solidificação direcional (gradientes de temperatura durante a solidificação), deformação
plástica, recristalização ou transformação de fases. Ela pode ser natural ou produzida
intencionalmente. A textura de deformação (textura de trefilação e de laminação), por
exemplo, é produzida através de processos de conformação plástica, acontece devido à
tendência dos grãos em um agregado policristalino à rotacionar durante a deformação plástica.
Quando o metal trabalhado a frio é recristalizado por recozimento, a nova estrutura de grãos
também terá uma orientação preferencial, denominada de textura de recristalização ou
textura de recozimento (CULLITY, 2001).
A textura de recristalização pode ser controlado por vários método, incluindo a
alta purificação do aço com redução do carbono em solução sólida, o refinamento da
microestrutura, controle do tamanho do grão e otimização da taxa de redução na laminação a
frio (YAZAWA et al, 2003).
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Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
23
3.4.1. Medidas de textura
Existem vários métodos de representar a textura de um material. Para todos eles, é
necessário determinar as orientações cristalinas. Métodos ópticos são aplicados por
geologistas para medir a orientação de direções morfológicas e ópticas em grãos individuais e
por metalurgistas para determinar a direção de clivagem e pites de corrosão. Além da difração
de raios-X com figuras de pólo por goniômetro, também são utilizados a difração de neutrons
e a difração de elétrons usando microscópio eletrônico de transmissão (MET) ou de varredura
(MEV) (WENK et al., 2004).
Hoje, as técnicas de difração são as mais utilizadas, sendo a difração de raios-X
com a figura de pólo, o principal método para determinar as texturas de todos os tipos de
materiais. São medidas as frações volumétricas de um material associadas a uma dada
orientação cristalina, a partir da intensidade que difratam. Recentemente, o uso do EBSD
(Electron Back-Scatter Diffraction) associado à microscopia eletrônica de varredura (MEV),
permitiu a determinação da orientação individual de cada grão, de modo muito rápido. Mas
comparando o volume de métodos, as estatísticas das medidas ainda são limitadas, contendo
informações incompletas e semi-quantitativas (CULLITY, 2001).
3.4.1.1 Difração de raios-X com goniômetro
O fenômeno de difração ocorre quando um feixe de raios-X de um só
comprimento de onda, com a mesma ordem de grandeza das distâncias atômicas de um
material, incide sobre determinado material e os raios que são espalhados por todas as
direções se reforçam mutuamente quando atingem certos planos cristalográficos em ângulos
específicos, conforme a figura 3.7. O feixe é reforçado quando as condições satisfazem à lei
de Bragg.
Equação 3.4
onde o ângulo θ corresponde à metade do ângulo entre o feixe difratado e a direção original
do feixe, λ é o comprimento de onda dos raios-X e é a distância interplanar entre os
planos que provocam a difração do feixe (ASKELAND, 2008).
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
24
Figura 3.7. Difração de raios-X por planos de átomos (A-A’ e B-B’) (CALLISTER, 2002)
A magnitude da distância entre dois planos adjacentes e paralelos de átomo ( )
é uma função dos índices de Miller (h, k e l), bem como do parâmetro de rede (a). Para
estruturas cristalinas que possuem uma simetria cúbica,
Equação 3.5
O parâmetro de rede está associado às características geométricas da célula
unitária, sendo possível determinar a natureza da rede cristalina (redes de Bravais) para
determinado material.
O significado dessas equações é que, incidindo um feixe de raios-x a um ângulo
de incidência de 10.07° para a ferrita, por exemplo, haverá um pico de intensidade devido ao
plano 110. Incidindo-se o feixe em ângulos variáveis em uma amostra e colocando-se essas
intensidades em função do ângulo de espalhamento 2θ, obtem-se um gráfico chamado
difratograma. A figura 3.8 apresenta o padrão de difração da ferrita-alfa (CCC). Esse padrão é
único para cada tipo de cristal, sendo possível descobrir a composição de materiais através da
difração de raios-x.
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
25
Figura 3.8.: Padrão de difração para ferrita-α
As posições dos átomos na célula unitária afeta as intensidades, mas não a direção
dos feixes difratados. Portanto, pode-se determinar a posição dos átomos apenas observando
as intensidades difratadas (CULLITY, 2001).
A difração de raios-X foi primeiramente empregada por um metalurgista alemão
Wever em 1924, para investigar a orientação preferencial em metais, fazendo uma adaptação
da projeção estereográfica de um monocristal, denominada de figura de pólo (CULLITY,
2001). Mas foi somente com a introdução da medida de figuras de pólos por goniômetro e o
uso de detectores eletrônicos que o método tornou-se quantitativo (SCHULZ, 1949 apud
WENK et al., 2004).
Na prática, o goniômetro de texturas permite inclinar a amostra em torno de seu
eixo longitudinal, ao mesmo tempo em que a faz girar em torno de sua normal, um esquema
de um goniômetro de textura pode ser observado na figura 3.9.
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
26
Figura 3.9.: Esquema de goniômetro de textura (RANDLE, 2000)
Com isso, faz-se o mapeamento das intensidades difratadas em diferentes
posições angulares da amostra, com referência a um triedro coordenado fixo na amostra. Uma
seleção conveniente de eixos coordenados para uma chapa é formada pela direção de
laminação (DL), direção transversal (DT) e a direção normal à superfície da chapa (DN). Esta
técnica é conhecida como método de reflexão ou de Schulz, Figura 3.10. Em geral, a
inclinação alfa da amostra não pode exceder cerca de 80° para evitar desfocalização da
difração (CULLITY, 2001).
Figura 3.10.: Geometria da difração no goniômetro de texturas; método de reflexão (Schulz)
(VIANA, 2002).
O método de difração de raios-X realiza análise quantitativa e qualitativa de uma
substância através do padrão de difração e da intensidade dos picos difratados, com a
identificação das fases presentes no material. E ainda, pode-se obter dados relacionados à
estrutura do cristal ou agregado cristalino, como também: tamanho e orientação dos grãos de
um material policristalino (CULLITY, 2001).
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
27
3.4.1.2. Difração de Elétrons Retroespalhados (EBSD)
Os padrões de difração de elétrons já são obtidos há muitos anos, mas foi
DINGLEY, 1992, o pioneiro a usar câmeras de TV sensíveis a luminosidade pouco intensa
para a aquisição desses padrões no microscópio eletrônico de varredura (MEV) e realizar o
reconhecimento on-line dos padrões gerados (LÖW, 2006).
A superfície de uma amostra a ser examinada é rastreada com um feixe de
elétrons, e o feixe de elétrons refletido (ou retroespalhado) é coletado e então mostrado à
mesma taxa de varredura sobre um tubo de raios catódicos. A imagem na tela pode ser
fotografada e representa as características da superfície da amostra (CALLISTER, 2002). As
orientações cristalinas podem ser determinadas em superfícies consideravelmente extensas.
As interações dos feixes de elétron com as camadas mais elevada da superfície da amostra
produz um padrão de difração por espalhamento de elétron (EBSPs e EBSD), que são
capturados em telas fluorescentes e registrados com uma câmera de vídeo de baixa
intensidade ou por um dispositivo CCD (Charge-Coupled-Device). Essa técnica apresenta as
desvantagens de somente ser aplicável para amostras com baixas densidades de discordância e
a superfície analisada deve ser condutora de eletricidade (WENK et al., 2004).
Com o estudo da textura por EBSD em uma área selecionada, pode-se analisar a
orientação de grãos individuais obtendo-se a orientação de cada um (microtextura) e a relação
entre grãos vizinhos (mesotextura). Com essa técnica pode-se avaliar a correlação direta entre
a orientação dos grãos no qual eventos de particular interesse estejam ocorrendo, tais como:
fratura, oxidação, precipitação ou recristalização, ou ainda correlacionar os aspectos
cristalográficos dos contornos de grãos e propriedades como mobilidade de contornos,
difusão, resistência a ataque químico, propriedades mecânicas, entre outros (LÖW, 2006).
Embora a técnica de EBSD/MEV seja usada principalmente para investigar a
relação entre a textura local e as microestruturas, estudos sugerem que esta técnica deve ser
considerada como uma importante ferramenta para a caracterização quantitativa de
microestruturas quando comparada aos métodos tradicionais (HAMPHREYS, 2001). Podendo
ser empregada na caracterização da distribuição de fases, estruturas de grãos e subgrãos,
texturas (HUMPHREYS,1999) e também na quantificação da fração de recristalização
(JAZAERI, 2004).
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Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
28
3.4.2. Formas de representação da textura
A interpretação de texturas depende de uma descrição quantitativa das
características de orientações. A natureza e o grau de orientações preferenciais dos cristais em
materiais texturizados são difíceis de descrever e representar claramente. Em geral, diz-se que
a textura é formada por componentes. Uma componente é representada por uma orientação
cristalina ideal próxima da qual as orientações de um razoável volume do material (número de
grãos) se agrupam. Em se tratando de uma chapa laminada, representada na Figura 3.11 (a), a
componente é representada por um plano cristalino (hkl), que é paralelo ao plano da chapa, e
pela direção [uvw] pertencente ao plano (hkl), que é paralela a direção de laminação (DL).
Daí fixa-se a posição do cristal em relação aos eixos DL (direção de laminação), DT (direção
tranversal à direção de laminação) e DN (direção normal à direção de laminação) da chapa.
(VIANA, 2002). A notação (hkl)[uvw] especifica o que é chamado de orientação ideal para
uma textura de laminação (CULLITY et al., 2001).
(a) (b)
Figura 3.11.: (a) Textura (001)[110] em chapa; (b) Textura de fibra <100> em fio.
(CULLITY, 2001)
No caso de produtos com simetria cilíndrica, como barras ou fios trefilados
ilustrados na Figura 3.11.(b), as componentes são representadas pelas direções <uvw>
paralelas à direção axial (DA) do fio ou barra, as quais pertencem simultaneamente a diversos
planos {hkl} pertencentes a diversos grãos. A textura é então chamada de textura de fibra
normal e representa-se por {hkl}[uvw] (VIANA, 2002). Verifica-se, muitas vezes, ao menos
nas camadas superficiais de trefilado, que os cristais tendem a ter direções preferenciais ao
redor do eixo central, caracterizadas por planos paralelos aos planos tangentes à superfície da
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29
barra (ou arame) e direções coincidentes com a direção de trefilação - essa textura recebe a
denominação de textura cíclica de fibra. Deve-se, portanto, considerar sempre o que ocorre no
núcleo e na camada exterior da barra (ou arame), quando se analisa a textura do trefilado
(BRESCIANI FILHO, 1991).
3.4.2.1. Figuras de pólo
A figura de pólo é um mapa de distribuição estatística de determinados planos
{hkl} de uma amostra policristalina. A técnica de medição baseia-se na lei de Bragg.
Considerando-se um monocristal no centro de uma esfera imaginária (esfera de referência),
Figura 3.12, em que coincidem os centros do cristal e da esfera, retas normais são traçadas do
centro comum para cada face do cristal e estendidas até interceptarem a superfície da esfera.
Os pontos de interseção das normais com a esfera de referência são conhecidos como pólos
das faces, e eles constituem a projeção esférica do cristal (KLUG et al., 1967). O registro das
distribuições de intensidade permite traçar a figura de pólo: ao redor de cada pólo geométrico
apresentado na projeção estereográfica, e correspondente a uma posição de máxima
intensidade, de onde são traçadas linhas que unem pontos de igual intensidade, ou seja, curvas
de níveis fechadas com indicação de valores de intensidade, também chamadas de curvas de
isovalor (BRESCIANI FILHO, 1991).
Figura 3.12.: Projeção estereográfica (CULLITY, 2001).
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30
Na figura de pólo inversa, figura 3.13(a), registra-se a densidade dos pólos dos
planos {hkl} paralelos a uma dada superfície da amostra, sobre um triângulo estereográfico
característico do sistema cristalino do material. É assim chamada, porque é a normal à
superfície que varre o triângulo de orientações à procura daquelas orientações que
representam a textura. A figura de pólo inversa é representada por linhas de isodensidade de
pólos. A densidade de pólos pode ser obtida por difração de raios-x ou por EBSD. É muito
empregada na representação de texturas de fibra (CULLITY, 2001).
a) b)
Figura 3.13.: a) Figura de pólos inversa típica (CULLITY, 2001); b) Figura de pólo direta
(200) (FREITAS, 2003).
Na figura de pólos direta, figura 3.13 (b), registra-se a densidade dos pólos de um
plano {hkl} específico sobre uma projeção estereográfica que tem como referência as direções
dos eixos macroscópicos do material. Nesta figura de pólo, é a normal do plano {hkl} que
varre o triedro formado pelos eixos associados a uma seção do material, registrando a
distribuição de sua densidade, que pode ser obtida com um goniômetro de textura através do
método de reflexão ou de Schulz, descrito anteriormente (CULLITY, 2001).
3.4.2.2. Função de Distribuição de Orientação Cristalográficas (FDOC)
A descrição da textura com auxílio de figuras de pólo diretas é muito útil, mas as
informações que elas contêm são incompletas e semi-quantitativas já que representam apenas
um plano (hkl) de cada vez difratado pelo material. Para uma análise quantitativa de textura
mais completa, é necessário que o sistema de coordenadas da amostra e do cristal seja
definido. A FDOC caracteriza a densidade de probabilidade de encontrar determinadas
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Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
31
orientações (hkl)[uvw] em uma amostra do material. Esta probabilidade, num material sem
textura é igual a 1. Na FDOC, a orientação de um cristal é definida segundo três ângulos
denominados ângulos de Euler, os quais constituem três rotações consecutivas que, aplicadas
aos eixos [100], [010] e [001] da célula cristalina, tornam os mesmos coincidentes com as
direções DL, DT e DN da chapa laminada, mostrada na Figura 3.14 (CULLITY, 2001).
Figura 3.14.: Relação entre os eixos [100], [010] e [001] e as direções DL, DT e DN (VIANA,
2002).
Essas convenções e o desenvolvimento matemático da FDOC foram realizados
em separado por Roe e Bunge. A notação mais empregada para os ângulos de Euler foi
proposta por Bunge. Apenas este método será usado na apresentação das seções da FDOC no
presente trabalho.
O sistema definido por Bunge, como mostra a Figura 3.15, é o mais utilizado
pelos fabricantes de difratômetros de raios-X, difere do sistema de Roe na definição dos
ângulos de Euler. Bunge define os ângulos ϕ
1
, Φ, ϕ
2
do seguinte modo: (RANDLE, 2000)
- Rotação de ϕ
1
em torno de Z';
- Em seguida, rotação de Φ em torno de X';
- finalmente, rotação de ϕ
2
em torno de Z'.
Figura 3.15.: Ângulos de Euler (ϕ
1
, Φ, ϕ
2
) usados na notação de Bunge. (BUNGE, 1993)
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Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
32
A função distribuição de orientações cristalográficas (FDOC) estabelece uma
relação entre o sistema de referência macroscópico da amostra, formado pela direção de
laminação (DL), direção transversal à direção de laminação (DT) e direção normal à direção
de laminação (DN) com os eixos cristalinos X', Y' e Z'. Esta relação é feita através dos três
ângulos de Euler (ϕ
1
, Φ, ϕ
2
) de acordo com Bunge (RANDLE, 2000).
Seja dV a fração do volume V que possui grãos com orientação (ϕ
1
, Φ, ϕ
2
), temos:
dV = 1 f (
ϕ
1
,
Φ
,
ϕ
2
) sen
Φ
.d
Φ
.d
ϕ
1
. d
ϕ
2
Equação 3.6
V 8π
2
Onde a função f (
ϕ
1
,
Φ
,
ϕ
2
) é definida como uma função distribuição de probabilidades de se
encontrar determinado volume dV com orientação (ϕ
1
, Φ, ϕ
2
) . Para uma amostra sem textura f
(
ϕ
1
,
Φ
,
ϕ
2
) = 1 em qualquer ponto do espaço de coordenadas angulares de Euler (RANDLE,
2000).
Os métodos mais empregados para a solução da função f (
ϕ
1
,
Φ
,
ϕ
2
) são: o método
de expansão em série e o método direto. O software LABOTEX, aplicado neste trabalho,
utiliza o método direto para a determinação das FDOC’s.
O método direto considera nas figuras de pólo P
h
(y) um número finito de pontos
individuais y
i
relacionado com uma função f(g) de um número finito de orientações
individuais g
j
. As figuras de pólo e o espaço das orientações, ambos são divididos dentro de
uma grade com um espaçamento de 2,5° ou 5°. A relação entre os pontos da figura de pólo e
as células correspondentes no espaço de orientação é estabelecida sob as considerações da
geometria do cristal (RANDLE, 2000).
Equação 3.7
A equação 3.7 define um conjunto de equações lineares que, sob condições
apropriadas, podem ser solucionadas para produzir as funções de distribuição f(g). Depois de
uma estimativa inicial o ajuste entre os valores das f(g) e os valores dos pontos associados à
figura de pólo é aperfeiçoado através de um procedimento interativo. (RANDLE, 2000)
Os valores iniciais de f(g) para cada célula (isto é, grade de 5° x 5° x 5°) são
estimados por meio geométrico com os valores das células associados na figura de pólo
experimental (RANDLE, 2000).
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Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
33
A FDOC é então refinada por uma série de interações. Se P
n
representa a figura de
pólo recalculada depois do n-ésimo passo de interação, obtém-se para cada cédula de FDOC
um fator de correção que é a razão do valor geométrico das células correspondentes na figura
de pólo experimental pela figura de pólo recalculada P
n
. A próxima estimativa é obtida
multiplicando-se o valor de cada célula FDOC com esse fator de correção, ou seja:
Equação 3.8
Onde, I é o número de figuras de pólo medidas, M
i
é a multiplicidade de pólo i, e N é a
normalização. O fator de correção será um valor menor que 1 para que os valores das FDOC’s
correspondentes sejam reduzidos (RANDLE, 2000).
Esses dados são utilizados para calcular as seções de ϕ
2
constante, mostradas na
Figura 3.16, com curvas de nível de isovalor, para serem interpretadas pelos ábacos (seções
retas do espaço de Euler) (RANDLE, 2000).
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Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
34
Figura 3.16.: FDOC’s, pelo método direto para liga Fe-Cr-Mo laminada a frio.
Comumente se apresenta a textura de aços usando apenas a seção de ϕ
2
= 45°, pois ela
contém os planos de direções importantes para análise desses materiais. Para materiais CCC,
por exemplo, a seção de ϕ
2
= 45° contém as principais fibras (DL e DN) características de
muitas texturas de laminação e recristalização (RANDLE, 2000). Esta forma de representação
da textura é bastante útil quando se compara genericamente texturas de diferentes amostras.
No caso dos aços utilizam-se três fibras características para execução desta plotagem,
representadas na figura 3.17:
- Fibra DL (ou fibra-α) - família de direções <110> paralela à direção de laminação (DL),
abrangendo de (001)[110] a (110)[110];
- Fibra DN (ou fibra-γ) - família de direções <111> paralela à direção normal ao plano da
chapa (DN), abrangendo de (111)[110] a (111)[112];
- Fibra DT - família de direções <110> paralela à direção transversal à direção de laminação
(DT), abrangendo de (001)[110] á (110)[001]. (RANDLE, 2000)
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35
(a) (b)
Figura 3.17: (a) Seção de ϕ
2
= 45
0
com as fibras clássicas do sistema cúbico; (b) Seção de ϕ
2
= 45
0
mostrando os nomes de orientações clássicas do sistema cúbico (VIANA, 2002).
Segue abaixo na figura 3.18, o ábaco contendo todas as posições das principais
orientações ao longo dessas fibras. Os planos (hkl) são representados pelas linhas e as
direções [uvw] pelos pontos sobre estas linhas (BUNGE, 1993). .
Figura 3.18.: Seção de ϕ
2
= 45
0
onde são mostradas as fibras DL, DN e DT (BUNGE, 1993).
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Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
36
3.4.3. Fatores que provocam textura
A variação da temperatura de solidificação, a deformação plástica, a
recristalização ou a transformação de fases, são responsáveis pela orientação preferencial dos
grãos em metais.
A textura de deformação forma-se quando materiais metálicos são submetidos a
uma deformação plástica que provoca uma orientação dos grãos ou agregados policristalinos
do material nas direções cristalográficas posicionadas segundo as direções principais de
escoamento do metal.
Iniciando-se o processo de deformação a partir de um metal sem textura definida,
isto é, com orientação aleatória dos cristais constituintes, em um processo de laminação, por
exemplo, somente se começa a notar a presença de textura de deformação quando se atinge
reduções de 30% ou mais. O processo se completa somente com elevadas reduções, em torno
de 90%. Se existe uma textura inicial que é próxima daquela que se pretende obter, pode-se
atingir essa última com menores intensidades de deformação. De qualquer forma, a textura
inicial não influencia na natureza da textura final, pois essa depende mesmo é do tipo de
processo de deformação plástica ao qual o metal será submetido (BRESCIANI FILHO,
1991).
A textura dos aços inoxidáveis ferríticos contendo entre 11 e 17%Cr foi avaliada
por RAABE com o intuito de otimizar a estampabilidade através da análise quantitativa da
textura cristalográfica. As ligas de Fe-Cr foram laminadas a quente e a frio o que permitiu a
formação de uma forte textura de fibra- DL (ou fibra-α). Além disso, esse estudo constatou
que o aumento do percentual de Cromo modificou a localização da orientação {112}<110>,
que foi deslocada de Φ = 30° (aço 11%Cr) para Φ = 35° (aço 17%Cr). A textura de superfície
na liga 11%Cr revelou uma fibra-α menos definida que na liga com 17%Cr (RAABE et al,
1993).
As texturas de laminação a frio dos materiais cúbicos de corpo centrado (CCC)
caracterizam-se por apresentarem suas orientações principais localizadas em duas fibras
parciais, descritas anteriormente: fibra DL {hkl}<110> e fibra DN {111}<uvw> (RANDLE,
2000).
Existem várias pesquisas que avaliam o comportamento da textura com a
laminação a frio, e que constatam a forte relação da evolução da textura com os mecanismos
de deformação. Um estudo com essas características foi realizado para aços inoxidáveis
austeníticos AISI 304 (RAVI KUMAR et al., 2004) e para AISI 316L (CHOWDHURY,
Revisão Bibliográfica
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37
2005).
A evolução da textura durante os processos de laminação, em aços inoxidáveis
ferríticos (Cr-11%) laminados a quente, a frio e recozido, foi estudada por YAN.
Apresentando gradiente de textura através da espessura da chapa e a presença da textura de
fibra DL nas amostras laminadas a quente e a frio. Durante o recozimento, a fibra DN foi
formada em decorrência do processo de recristalização. (YAN et al., jun.2008). A influência
da laminação a quente e a frio na textura de aços ferríticos também foi abordado por
MARTÍNEZ, que verificou uma acentuação da fibra DN e diminuição da intensidade da fibra
DL com a redução de 70% para 90% na espessura (MARTÍNEZ et al., 2001).
A Figura 3.19 apresenta a seção ϕ
2
= 45
0
da FDOC de Bunge para amostras do
aço AISI 444 laminadas a frio com reduções de 30%, 60%, 80% e 90% na espessura. A
textura de deformação aumentou em intensidade com o aumento da deformação plástica.
(ABREU et al., 2006)
Figura 3.19.: Seções das FDOC para amostras de AISI 444 laminadas a frio (30, 60, 80 e
90%) (ABREU et. al., 2006)
Quando um metal deformado é submetido ao tratamento térmico de recozimento
pode ocorrer recuperação e/ou recristalização, dependendo do grau de deformação, do tempo
e principalmente da temperatura de recozimento. Geralmente, o recozimento em temperaturas
mais baixas de materiais levemente encruados causa apenas recuperação e pequena ou
nenhuma modificação da textura de deformação (FREITAS, 2003).
De modo geral, as texturas de recristalização dependem do tipo de intensidade e
do tipo da deformação plástica, do grau de pureza e composição dos metais, da estrutura
cristalográfica dos metais e das condições do tratamento térmico de recozimento e de outros
fatores (BRESCIANI FILHO, 1991)
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
38
Com o objetivo de apresentar evidências que contribuam para o conhecimento dos
mecanismos envolvidos nas transformações de texturas e crescimento de grãos após os
processos de laminação e de recozimento, LÖW em 2006, realizou estudos sobre a textura
durante a recristalização primária em aços ferríticos com o intuito de desenvolver uma
orientação ideal {110}<001>, para uso desses aços em componentes elétricos. Enquanto o
efeito do nióbio como fator causador de maiores tensões e menores tamanhos de grãos foi
investigado em aços inoxidáveis ferríticos estabilizados através do estudo da textura de
recristalização durante a deformação a quente por OLIVEIRA em 2004.
Os efeitos do tratamento térmico e da deformação plástica na textura dos aços
ferríticos são estudados com o objetivo de compreender melhor o processo de
desenvolvimento de uma textura ideal que melhore as propriedades mecânicas desses
materiais.
Uma dessas propriedades de fabricação é denominada estampabilidade, definida
como a capacidade de uma chapa poder ser estampada profundamente sem o aparecimento de
rupturas, que depende em grande parte da resistência ao afinamento da chapa durante o
processo. Essa resistência pode ser avaliada pelo índice de anisotropia “r”. Em decorrência
desse fato, é conveniente analisar, para o caso de chapas, a relação entre a estampabilidade e a
anisotropia (BRESCIANI FILHO, 1991).
Na operação de estampagem de peças reais, deseja-se ter o menor afinamento
possível da chapa. Um alto valor de anisotropia normal, r
m
, minimiza o afinamento e garantir
um embutimento profundo. Também, o valor de Δr (anisotropia planar) deve ser pequeno,
para evitar a formação de orelhas (VIANA, 2002). Logo, para se chegar a uma melhor
condição de estampabilidade, deve-se procurar obter no processo de laminação da chapa
valores elevados de r
m
e valores baixos, mais próximos de zero possível, de Δr (FREITAS,
2003).
A alta estampabilidade está associada à presença de grande quantidade de planos
{111} paralelos à superfície da chapa relacionados à textura de recristalização. (HUH, 2001).
Nesse contexto existem várias pesquisas abordando o efeito do recozimento e da laminação a
frio no valor de r
m
para aços inoxidáveis ferríticos com 11% de cromo (YAN et al.,
mai.2008), estabilizados com nióbio e titânio (YAN et al., jun.2008). Os aços inoxidáveis
ferríticos desenvolvidos apresentaram excelente estampabilidade através do controle da
textura {111} de recristalização elevando-se os valores de Lankford através da adição de
cromo melhorou-se a resistência mecânica e os valores de r
m
(YAZAWA et al., 2003).
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
39
FREITAS estudou a variação da textura cristalográfica, da anisotropia e do grau
de estampabilidade de um aço baixo-carbono, com 0,147%p C, laminado a morno através da
análise dos valores de r
m
e pela presença da fibra ND representadas pelos planos {111} ideal
para estampagem profunda (FREITAS, 2003).
Em aços com 17% de cromo foram realizadas simulações considerando a
distribuição de orientações para prever o desenvolvimento do perfil de orelhamento durante a
estampagem (TIKHOVSKIY, 2008) e ainda o melhoramento da conformabilidade das chapas
através de recozimento intermediário durante a laminação a frio, que foi demonstrado com a
análise dos valores de r
m
(HUH, 2001).
ABREU estudou a textura de laminação e de recristalização do aço inoxidável
ferrítico AISI 444 em amostras laminadas a frio com diferentes reduções de espessura (30%,
60%, 80% e 90%) seguindo por recozimento em três diferentes temperaturas. Aspectos de
tamanho de grão, precipitação de carbonetos foram caracterizados e a estampabilidade foi
analisada através da taxa de deformação ou coeficientes de Lankford (r) calculados pelos
resultados de textura. Concluiu que para amostras deformadas 30% e 60% e recozidas à
1010°C apresentaram valores de r
m
(1,29 e 1,69) e Δr (0,060 e 0,040) respectivamente, que
são mais favoráveis às operações de estampagem e a principal componente de textura foi
{111}<112> (ABREU et al., 2006).
A textura {111} promove boa conformabilidade evitando orelhamento e
estiramento em aços inoxidáveis ferríticos com 16% de Cromo e em aços com baixo carbono
para estampagem, característica comprovada com o estudo da textura de laminação e
recristalização de aços CCC (HOLSCHER et al., 1991).
Componentes metálicos sofrem transformações de fases quando submetidos a
mudanças de temperatura e pressão. Se um material policristalino está texturado então a nova
fase poderá herdar a informação da textura da fase original. As relações de orientação foram
sugeridas baseadas na analogia entre as estruturas dos cristais. As relações de orientação
sugerem que em estruturas compactas ou muito próximas de compactas os planos de rede são
paralelos, e que direções compactas são paralelas. Em cada caso existem várias variantes
simetricamente equivalentes (WENK et al., 2004)
Existe muito interesse nesse processo formador de textura, porque a "memória de
textura" é relevante para novas formas de aplicações de memória em ligas. Os princípios
seletivos são pobremente entendidos, mesmo para as transformações tecnologicamente
importantes, como de CCC para CFC. Estabeleceu-se que a microestrutura, a composição e a
Revisão Bibliográfica
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
40
tensão, todos exercem uma influência. As razões para a falta de conhecimento são
parcialmente devido à dificuldade de medir texturas a temperaturas críticas (WENK et al.,
2004).
Nesse sentido, estudos que avaliam os efeitos das condições de laminação na
transformação em aço AISI 304, da fase austenítica para a martensítica induzida por
deformação (RAVI KUMAR, 2004) e o desenvolvimento da textura de transformação em
aços inoxidáveis (KUNDU, 2006) são relevantes.
Materiais e Métodos
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
41
4. MATERIAIS E MÉTODOS
A identificação das ligas estudadas através da análise da composição química,
além da descrição detalhada dos procedimentos e equipamentos empregados na realização de
cada etapa da pesquisa, são apresentadas a seguir. Iniciando com a construção dos diagramas
de fase e a preparação das amostras, passando pelos ensaios de dureza e tração. Até chegar às
medidas da textura cristalográfica. Todas as etapas dos procedimentos experimentais foram
realizadas com os equipamentos apresentados e disponíveis no Laboratório de Caracterização
de Materiais (LACAM-UFC).
4.1. MATERIAIS
4.1.1. Análise da composição química
No presente trabalho utilizaram-se cinco diferentes composições de aços ferríticos
(ligas Fe-Cr-Mo) com variações nos percentuais em peso de cromo e molibdênio. A
fabricação dos lingotes e o forjamento a quente foram realizados no Instituto de Pesquisas
Tecnológicas do Estado de São Paulo (IPT).
A composição química detalhada obtida através de um espectrômetro de emissão
óptica do tipo “SHIMADZU PDA–7000” e a nomenclatura adotada neste trabalho para a
identificação do material estão apresentadas na Tabela 4.1.
Tabela 4.1. Composição química das ligas Fe-Cr-Mo
Tipo
Cr
Mo
C
Si
Mn
P
Ni
Cu
Al
Nb
V
Fe
A1
17,62
5,28
0,03
0,39
0,13
0,02
0,21
0,08
0,002
0,04
0,04
Equil.
B1
15,58
5,32
0,03
0,38
0,41
0,02
0,2
0,07
0,003
0,05
0,04
Equil.
E1
9,51
5,31
0,03
0,34
0,11
0,02
0,17
0,07
0,07
0,04
0,04
Equil.
E2
9,95
7,36
0,03
0,37
0,09
0,03
0,15
0,07
0,06
0,04
0,04
Equil.
E3
9,79
9,32
0,04
0,45
0,06
0,04
0,16
0,09
0,05
0,06
0,05
Equil.
Pode-se dizer que as ligas A1 e B1 são aços inoxidáveis ferríticos que possuem
percentual de cromo variando acima de 11%. Enquanto que E1, E2 e E3 são aços liga Cr-Mo
com baixo carbono.
Materiais e Métodos
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
42
A resistência à corrosão por pite (PRE) foi calculada para as ligas em estudo e
através da equação 3.3. A tabela 4.2 compara a composição química e o PRE do material
estudado com a composição química e o PRE do aço inoxidável ferrítico AISI 444 (DAVIS,
1994), do aço liga 9Cr-1Mo (MUNGOLE, 2007) e dos aços inoxidáveis austeníticos 316L e
317L (METALS HANDBOOK, 1990)
Tabela 4.2. Comparação da Composição química e PRE das ligas estudadas com os aços
comerciais AISI 444, 9Cr-1Mo, 316L e 317L.(DAVIS,1994)(MUNGOLE, 2007)(METAL
HANDBOOK,1990)
Tipo
Cr
Mo
C
Ni
PRE
A1
17,62
5,28
0,03
-
35
B1
15,58
5,32
0,03
-
33
E1
9,51
5,31
0,03
-
27
E2
9,95
7,36
0,03
-
34
E3
9,79
9,32
0,04
-
40
444
17,5-19,5
1,75-2,5
0,025
1
23
9Cr-1Mo
8-10
0,9-1,1
0,15
-
12
316L
16-18
2-3
0,03
10-14
23
317L
18-20
3-4
0,03
11-15
28
O cálculo revela que teoricamente o PRE das ligas em estudo é superior quando
comparado com ao PRE dos aços AISI 444, 9Cr1Mo, 316L e 317L. Com exceção da liga E1
que possui PRE inferior ao apresentado pelo aço 317L, aço que atualmente está sendo
utilizado como material de lining. A resistência à corrosão por pite diminui com a redução do
percentual de cromo (A1, B1 e E1) e aumenta com a elevação do percentual de molibdênio
(E1, E2 e E3), conforme constatado por vários estudos relacionados à influência do
molibdênio na passivação dos aços inoxidáveis. (BASTIDAS et al, 2001; PARDO et al, 2007
e 2008)
Com o objetivo de verificar a capacidade de conformação plástica do material, as
amostras analisadas passaram por processo de laminação a quente e de laminação a frio.
Os lingotes foram laminados a quente em laminador laboratorial de bancada,
ilustrado na Figura 4.1. A temperatura de início de laminação variou entre 1000 ºC e 1100°C
dependendo da amostra laminada e foram dados no máximo três passes antes do retorno ao
forno do material.
Materiais e Métodos
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
43
Figura 4.1. Laminador de bancada (LACAM)
Após o processo de laminação a quente as ligas foram solubilizadas de acordo
com as temperaturas especificadas (Tabela 5.3.) e então laminadas a frio com redução de 10%
e de 50% na espessura inicial, esse procedimento também foi realizado no laminador de
bancada da figura 4.1.
Materiais e Métodos
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
44
4.2. MÉTODOS
4.2.1. Análise termodinâmica
A análise termodinâmica das ligas em estudo foi realizada através da construção
dos diagramas de fase do percentual em massa de cromo em função da temperatura, com o
objetivo de identificar as possíveis fases presentes para cada uma das composições
especificadas anteriormente (Tabela 4.1).
Determinou-se também a temperatura de solubilização para cada liga, através de
diagramas com a fração de massa em função da temperatura.
Para a realização dessa etapa utilizou-se o software TCW4 Thermo-Calc,
programa computacional que permite cálculos de equilíbrio termodinâmico, construção de
diagramas de fases e avaliação crítica de dados termodinâmicos, disponível no LACAM-UFC.
Os diagramas de equilíbrio de fases indicam as fases mais estáveis do sistema
material em função da composição e da temperatura. São obtidos determinando-se a variação
da energia livre de Gibbs (G) em função da temperatura e da composição química a partir de
um ponto de referência, plota-se os valores e obtém-se um gráfico bidimensional fazendo a
projeção das linhas de intersecção das superfícies de variação das energias livres das fases no
plano formado pelos eixos relativos à temperatura e à composição, considerando a pressão
constante (SANTOS, 2006).
O resultado obtido a partir da análise dos gráficos do Thermo-Calc é totalmente
teórico, servindo como base de referência para estipular alguns parâmetros iniciais. Dessa
forma, geraram-se gráficos do percentual em massa para cada uma das composições
estudadas, primeiramente com teor fixo de molibdênio em 5% e variando-se o cromo (17, 15
e 9%). Também verificou-se teoricamente a influência do teor de molibdênio, comparando-se
os diagrama de fases das ligas E1, E2 e E3, onde manteve-se fixo o teor de cromo em 9% e
variou-se o percentual de molibdênio entre 5%, 7% e 9%.
4.2.2. Caracterização microestrutural
A caracterização microestrutural das ligas Fe-Cr-Mo foi realizada em três etapas:
microscopia óptica (LQ e LQ/S), análise do tamanho do grão e identificação das fases
presentes através da técnica de EBSD.
Com o objetivo de verificar o aspecto microestrutural e seu comportamento
devido à variação dos teores de cromo e molibdênio.
Materiais e Métodos
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
45
4.2.2.1. Microscopia óptica
A análise metalográfica tem a finalidade de identificar as características
microestruturais das ligas revelando a microestrutura da superfície. As amostras foram
retiradas após cada etapa de conformação plástica/solubilização e identificadas da seguinte
forma: Laminadas a quente (LQ), Laminadas a quente solubilizadas (LQ/S), Laminadas a frio
10% (LF10% e LF50%).
As ligas A1, B1, E1, E2 e E3 foram submetidas a todas as etapas citadas (LQ,
LQ/S, LF10% e LF50%) e preparadas para análise microestrutual. As ligas LQ foram
solubilizadas por um período de 10 minutos após a estabilização da temperatura e resfriadas
rapidamente em água fria para tentar impedir a formação de fases intermetálica. O objetivo é
tornar o material monofásico, com a presença apenas de ferrita alfa e assim facilitar o
processo de laminação a frio.
Após preparação metalográfica adequada (amostras de 20 x 25 x 5 mm) as
microestruturas foram reveladas através do reagente Villela (1g de ácido pícrico, 5mL de
ácido clorídrico e 100mL de álcool etílico) utilizando-se microscopia óptica com aumento de
200x.
A preparação metalográfica teve início com o embutimento a quente com
baquelite, de todas as amostras. Depois o material foi lixado com lixas d’água de
granulometria n° 80, 100, 220, 320, 400, 600 e 1200 seguido pelo polimento com pasta de
diamante de 6 µm, 3 µm e 1µm. Então a microestrutura do material foi revelada por imersão
com o reagente Villela.
A microestrutura do material foi visualizada, identificada e fotografada através de
microscopia ótica, com câmeras acopladas para registro da imagem.
4.2.2.2. Tamanho de Grão
Determinou-se o tamanho de grão médio das amostras laminadas a quente e
solubilizadas em valores do diâmetro médio do grão em micrômetro (µm), utilizando a
técnica de EBSD para amostras LQ e LQS. Construiu-se gráficos comparativos para as
amostras laminadas a quente e para as solubilizadas para avaliar a influência do tratamento
térmico no crescimento do grão.
Para a realização da técnica de EBSD foi necessário um Microscópio Eletrônico
de Varredura PHILIPS XL-30 (MEV) com câmera para análise de Energia Dispersiva de
Materiais e Métodos
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
46
Raios X-EDX e um software para aquisição e análise da imagem, Oxford Instruments –
INCA.
Para verificar o crescimento do grão devido ao tempo de exposição da amostra a
uma determinada temperatura de solubilização, a liga E1 foi tratada termicamente a uma
temperatura de 1060°C em tempos de 1 minuto, 5 minutos, 10 minutos, 15 minutos, 30
minutos e 1 hora. Para cada tempo citado retirou-se uma amostra, fez-se preparação
metalográfica e identificação da microestrutura. Em seguida, comparou-se os resultados das
micrografias com os obtidos anteriormente para a amostra laminada a quente e com os
resultados sobre o tamanho de grão calculado por EBSD.
Toda a preparação metalográfica, os materiais e equipamentos utilizados foram os
mesmos descritos anteriormente durante a microscopia óptica.
4.2.2.3. Identificação das fases presentes
As amostras laminadas a quente foram submetidas a análise através da técnica de
EBSD com o intuito de identificar as fases intermetálicas que possam ter sido geradas durante
o processo de laminação a quente, já que as amostras sofreram um processo de aquecimento
com resfriamento lento.
Antes, as amostras passaram por uma preparação metalográfica em que além de
todas as etapas de lixamento e polimento com pasta de diamante, também foram submetidas a
um polimento com sílica coloidal para garantir uma superfície perfeitamente polida, utilizou-
se uma politriz automática.
Gerou-se um mapa de fases para cada uma das ligas com a identificação e o
percentual de cada fase presente. Comparou-se com os gráficos de padrões de qualidade
relacionando a quantidade de fases intermetálicas presentes com a diminuição dos padrões de
qualidade e comparando com o padrão de qualidade de uma amostra solubilizada.
O processo de formação das fases secundárias e a influência dessas fases no
desenvolvimento do grão ferrítico também foi discutido com o auxílio de mapas de fases e de
orientação de grãos obtidos com o auxílio do software Oxford Instruments – INCA.
Materiais e Métodos
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
47
4.2.3. Ensaio de dureza Vickers
As medidas de dureza são provavelmente as mais utilizadas em metalurgia em
função da facilidade e rapidez de realização. Em trabalhos científicos, há a preferência em se
utilizar as medidas de microdureza, por duas razões principais: as medidas de microdureza
Vickers cobrem toda a faixa de durezas dos materiais e permitem a medida de fases
individuais nos materiais polifásicos (PADILHA, 2006)
Foram realizadas medições de microdureza das amostras LQ, LQS, LF10% e
LF50% com o objetivo de avaliar a influência dos teores de cromo e molibdênio na dureza do
material comparando os resultados antes e depois do tratamento térmico. Nas amostras de
E1LF10% e solubilizadas verificou-se a influência do tempo de exposição na dureza.
Os testes de microdureza foram realizados em um microdurômetro digital modelo
HMV da marca Shimadzu de acordo com a Norma NBRNM-ISO6507-1 (ABNT, 2008). Os
parâmetros utilizados em todos os ensaios foram: carga de 9.807N (HV1) e tempo de
penetração de 15 segundos.
Para os testes de microdureza foram realizadas cinco medidas, a maior e a menor
foram eliminadas e calculou-se a média das três medidas restantes como resultado final.
Nestes testes a superfície das amostras encontrava-se polida com pasta de diamante de 1µm.
4.2.4. Ensaio de Tração
Para as ligas A1, E1 e E3 laminadas a quente e solubilizadas, retirou-se corpos de
prova de seção circular usinados na direção de laminação, para a realização de ensaios de
tração, na temperatura ambiente, com dimensão de 5 mm de diâmetro e comprimento útil de
30 mm, de acordo com a norma NBR 6152 (ABNT, 2002).
O ensaio foi realizado no laboratório de ensaios mecânicos do Serviço Nacional
da Indústria do Ceará (SENAI-CE). Empregou-se uma máquina universal de ensaios
mecânicos.
Com os dados obtidos através do ensaio de tração construiu-se gráficos
comparativos das ligas para os valores de limite de escoamento, limite de resistência e
alongamento para melhor avaliar os efeitos dos teores de cromo e molibdênio nestas
propriedades.
4.2.5. Textura cristalográfica
Materiais e Métodos
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
48
Utilizou-se a técnica de Difração de Raios-X para a análise da macrotextura. A
finalidade é avaliar a influência dos percentuais de molibdênio na textura do material e a
textura de deformação.
As amostras A1, B1, E1, E2 e E3 laminadas a frio (50%) seguiram para a análise
de macrotextura através de difração de Raios-X. Observou-se a evolução da textura com a
variação do percentual de molibdênio e também com o tratamento térmico de solubilização.
Foram retiradas amostras retangulares 20 x 25 mm, cada amostra foi desbastada
até a meia espessura, como ilustrado na Figura 4.2, com lixas de granulometria n° 80, 100,
220, 320, 400, 600, 1200. Após o processo de desbaste das amostras, a superfície para análise
de textura foi submetida a um ataque químico com uma solução composta da seguinte
proporção: 5% de ácido fluorídrico (HF) + 95% de peróxido de hidrogênio (H
2
O
2
). Para
eliminar as tensões residuais deixadas pelos riscos das lixas, que podem influenciar na análise
da textura do material.
Figura 4.2: Superfície para análise de textura
O equipamento utilizado para a técnica de difração de Raios-X, ilustrado na
figura 4.3, foi um difratômetro da marca PHILIPS com goniômetro (figura 3.9), modelo
X’PERT PRO.
Os parâmetros instrumentais empregados na medida de textura:
• α (figura 3.6) variando de 0º a 80º com passo de 5º;
• β (figura 3.6) variando de 0º a 360º com passo de 5º;
• Tempo por passo de 2 segundos;
• A radiação utilizada foi Kα
1
de Mo, com comprimento de onda igual a 0,7093165.
Materiais e Métodos
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
49
Figura 4.3: Difratômetro X’Pert Philips (LACAM)
Inicialmente obteve-se os difratogramas das amostras (A1, B1 e E1) laminadas a
frio (50%) para comprovar que todas apresentavam apenas a fase ferrítica e ainda, determinar
os ângulos relacionados aos três picos iniciais da ferrita referentes às direções [110], [200] e
[211]. As medidas de difração foram realizadas pelo difratômetro e a aquisição dos dados
feitas pelo pacote de softwares pertencentes ao equipamento (X’Pert Data Colletor, X’Pert
Graphs and Identify e X’Pert Organizer).
Os parâmetros instrumentais empregados na difração de raios-X foram: tubo de
molibdênio sem monocromador, com intervalo de varredura entre os ângulos 18 e 38°, passo
de 0,02°, tempo por passo 2s e velocidade de varredura de 0,01 °/s.
Para efeito de comparação, tomou-se como referência o difratograma de uma
amostra padrão de ferrita do tipo BONET (Reference samples for metal/alloys for analysis of
crystallographic texture).
Calculou-se os parâmetros de rede (a) para cada amostra utilizando a
equação que relaciona índices de Miller (hkl) e espaçamento
interplanar (d
hkl
) determinado através da Lei de Bragg . Os valores foram
comparados com o parâmetro de rede(a) de uma amostra padrão de ferrita para verificar a
influência da composição química e também com os parâmetros de rede(a) das fases
intermetálicas (Chi, Mu e sigma) retirados da base de dados do programa INCA – Oxford
Instruments (INCA) para verificar a presença de outras fases.
Materiais e Métodos
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
50
O cálculo das FDOC’s foi realizado através do software LABOTEX. A textura
dos aços foi apresentada usando apenas a seção de ϕ
2
= 45°, já que para materiais CCC essa
seção contém as principais fibras (fibra-DN e fibra-DL) características das texturas de
laminação e de recristalização.
Resultados e discussão 51
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
5. RESULTADOS E DISCUSSÃO
Neste capítulo os resultados obtidos serão apresentados e discutidos através da
análise termodinâmica e da caracterização microestrutural do material. Também serão
avaliadas as propriedades mecânicas e a evolução da textura. Sempre buscando verificar a
influência dos teores de cromo e de molibdênio em cada tópico investigado, tendo como base
a literatura e pesquisas relacionadas realizadas anteriormente, para fundamentar a discussão
dos resultados.
5.1. ANÁLISE TERMODINÂMICA DAS LIGAS
Para todas as composições pesquisadas realizou-se inicialmente um estudo
termodinâmico das ligas utilizando-se o Software TCW4 Thermo-Calc. A figura 5.1 apresenta
o resultado do diagrama de fases pseudobinário Fe-Cr-5Mo calculado com o auxílio do
software. Nesse diagrama manteve-se o percentual de molibdênio fixo em 5% e variou-se o
percentual de cromo. Barras verticais nas composições 17%, 15% e 9% estão traçadas para
estudar a influência do cromo nas ligas. As ligas com 17%, 15% e 9% de Cr foram
denominadas respectivamente A1, B1 e E1. Sendo o cromo e o molibdênio elementos
ferritizantes, pode-se constatar que não há a formação de austenita para as temperaturas
apresentadas.
No caso de resfriamento em condições de equilíbrio seria possível observar a
presença de fases secundárias como: Mu (µ), Chi (χ) e Sigma (σ), para diferentes
temperaturas.
Na figura 5.1, observa-se também que o surgimento da fase Chi é mais provável
em temperaturas aproximadamente entre 450°C e 900°C em todas as ligas e que a elevação do
teor de cromo diminui a temperatura de aparecimento da fase Chi. Para amostra E1(9%Cr) a
fase Chi forma-se a uma temperatura de aproximadamente 700°C enquanto que para as
amostras A1 (17%Cr) e B1(15%Cr) essa formação inicia-se a uma temperatura em torno de
500°C. A fase Mu está presente na amostra E1 em temperaturas inferiores a 700°C. Com o
aumento do percentual de cromo a região com fase Mu tende a diminuir. Quando a
temperatura atinge a faixa entre 300°C e 500°C, a fase sigma está presente na liga A1 e em
pequenas quantidades na liga B1 e E1.
Resultados e discussão 52
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
As ligas E1 e B1 poderão apresentar fases Chi e Mu além da fase CCC-α. Apenas
a liga A1 apresenta-se como hipereutetóide, podendo apresentar também a fase sigma.
Figura 5.1. – Diagrama de fases do percentual de cromo em função da temperatura. Com
percentual de molibdênio fixo em 5%. (Thermo-Calc)
As figuras 5.2, 5.3 e 5.4 permitem avaliar a influência do molibdênio nas fases
presentes na microestrutura. São apresentados os diagramas de equilíbrio para ligas Fe-Cr
com o percentual de molibdênio de 5%, 7% e 9% em peso e mantendo-se o percentual de
cromo fixo em 9%.
O aumento do teor de molibdênio aumenta a faixa de precipitação das fases Chi e
Mu. A fase sigma continua presente nas três ligas para a faixa de temperatura entre 350°C e
450°C.
A elevação do teor de molibdênio altera a posição do eutetóide nos gráficos,
diminuindo assim, o percentual da fase sigma. Para 5% de molibdênio o eutetóide possui
aproximadamente 16% de cromo, mudando para 18% de cromo com 7% de molibdênio e com
um teor de 9% de molibdênio o eutetóide apresenta um percentual de 20% de cromo. Essa
modificação no eutetóide pode ser verificada na figura 5.2; 5.3 e 5.4, respectivamente.
EUTETÓIDE
+ SIGMA
Resultados e discussão 53
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Figura 5.2. – Diagrama de fases da temperatura em função do percentual de cromo.
Com 5% de Molibdênio – Liga E1 9%Cr-5%Mo (Thermo-Calc).
Figura 5.3. – Diagrama de fases da temperatura em função do percentual de cromo.
Com 7% de Molibdênio – Liga E2 9%Cr-7%Mo (Thermo-Calc).
EUTETÓIDE
EUTETÓIDE
Resultados e discussão 54
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Figura 5.4. – Diagrama de fases da temperatura em função do percentual de cromo.
Com 9% de Molibdênio – Liga E3 9%Cr-9%Mo (Thermo-Calc).
As figuras 5.5, 5.6, 5.7, 5.8 e 5.9 apresentam os diagramas da fração mássica em
função da temperatura com os valores aproximados da temperatura de solubilização para cada
liga, obtidos através do Thermo-Calc, identificados por uma seta vertical nos gráficos.
Definiu-se também, a temperatura de início da laminação à quente 1000°C para todas as ligas.
O resumo das temperaturas de solubilização para cada material encontra-se na Tabela 5.1.
EUTETÓIDE
Resultados e discussão 55
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Figura 5.5: Diagrama com a fração de massa em função da temperatura com identificação da
temperatura de solubilização para liga A1 (17%Cr-5%Mo). (Thermo-Calc).
Figura 5.6: Diagrama com a fração de massa em função da temperatura com identificação da
temperatura de solubilização para liga B1 (15%Cr-5%Mo) (Thermo-Calc).
Resultados e discussão 56
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Figura 5.7: Diagrama com a fração de massa em função da temperatura com identificação da
temperatura de solubilização para liga E1 (9%Cr-5%Mo) (Thermo-Calc).
Figura 5.8: Diagrama com a fração de massa em função da temperatura com identificação
da temperatura de solubilização para liga E2 (9%Cr-7%Mo). (Thermo-
Resultados e discussão 57
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Calc).
Figura 5.9: Diagrama com a fração de massa em função da temperatura com identificação da
temperatura de solubilização para liga E3 (9%Cr-9%Mo). (Thermo-Calc).
Além da temperatura de solubilização para cada liga pode-se quantificar as fases
presentes e verificar a modificação do percentual das fases com a variação do cromo e do
molibdênio. Primeiramente, o aumento do percentual de cromo nas amostras A1, B1 e E1
aumenta a quantidade de fase Chi e diminui a fase Ferro-α. Analisando-se, por exemplo, para
a temperatura de 600°C tem-se o percentual das fases de aproximadamente 35% de fase Chi e
65% de Ferro-α, para a amostra A1 na Figura 5.5. Enquanto que para a liga E1(figura 5.7) o
percentual de fase Chi aproxima-se de 20% e o Ferro-α de 80%.
Considerando-se uma temperatura de 450°C para liga A1(17%) com maior teor de
cromo a quantidade de fase Sigma é de aproximadamente 20% (figura 5.5), esse percentual
vai diminuindo até atingir um valor próximo de 5% com a diminuição do cromo para 9% na
amostra E1 (figura 5.7).
Nos gráficos em que o percentual de cromo é fixado (figura 5.7, 5.8 e 5.9), pode-
se avaliar a influência da variação do teor de molibdênio (5%, 7% e 9%) na quantidade de
fase Mu(µ) que aumenta de aproximadamente 10% , 15% e 20% respectivamente, a uma
temperatura de 500°C. Já o percentual de fase Chi aumenta de 15% para 30% e a quantidade
Resultados e discussão 58
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
de ferrita diminui de 85% para 70% aproximadamente, com aumento do teor de molibdênio
em temperaturas próximas a 800°C. O aumento do percentual de molibdênio nas ligas com
9% de cromo (E1, E2 e E3) não alterou a quantidade de fase sigma.
Para todas as ligas estudadas, observou-se que para temperaturas acima de 1000°C
existe apenas a fase ferrita.
De acordo com resultados anteriores para um aço com teor de 18%Cr e 2%Mo,
composição típica de um aço AISI 444, tem-se uma solubilização completa na temperatura de
800°C (ABREU et.al., 2006). Para verificar a influência do percentual de molibdênio no
comportamento da temperatura de solubilização, já tinham sido realizados alguns testes em
amostras com percentuais diferentes de Cr e Mo (REIS, 2007) e os resultados estão dispostos
na Figura 5.4, que apresenta a temperatura de solubilização em função do teor de Mo para
aços 9, 13, 15 e 17% de Cr. Pode-se constatar que o aumento do teor de Mo aumenta
sensivelmente a temperatura de solubilização da liga. A redução do Cr de 17% para 13%
pouco reduz a temperatura de solubilização.
Figura 5.10. Temperatura de solubilização das ligas Fe-Cr-Mo em função do teor de Mo
(REIS, 2007).
As temperaturas de solubilização aplicadas foram definidas a partir dos gráficos
obtidos pelo Thermo-Calc e também por estudos anteriormente realizados por outros
Resultados e discussão 59
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
pesquisadores, que revelaram a influência do teor de molibdênio na temperatura de
solubilização (REIS, 2007). As temperaturas empregadas no presente trabalho estão
apresentadas na tabela 5.1, juntamente com a temperatura teórica.
Tabela 5.1.: Temperaturas de solubilização para cada liga
Salientando-se que os gráficos gerados pelo software Thermo-Calc são baseados
na energia livre de Gibbs e numa situação ideal. Portanto, a escolha da temperatura de
solubilização aplicada para cada liga foi um pouco maior que o calculado a fim de assegurar
uma microestrutura homogênea. A escolha do tempo de exposição também é de extrema
importância e optou-se por um tempo de 10 minutos na tentativa de se evitar um crescimento
acentuado do tamanho do grão.
5.2. CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL
5.2.1. Microscopia óptica
Na análise microestrutural das amostras laminadas a quente (figura 5.11) através
da microscopia óptica observou-se a presença de uma matriz ferrítica, regiões mais claras.
Além de pontos escuros que podem indicar a formação de fases intermetálicas (Chi, Mu ou
sigma) conforme sugerido pela análise dos mapas de fases (figuras 5.15, 5.16 e 5.17), ou
ainda, alguns carbonetos.
Os contornos de grão foram revelados com reagente Villela e não estão bem
definidos devido a não uniformidade da microestrutura. As microestruturas de cada uma das
ligas podem ser observadas na figura 5.11 (a,b,c,d,e), para um aumento de 200x.
%massa
Temperatura solubilização
(calculada)
Temperatura solubilização
(aplicada)
Tipo
%Cr
%Mo
T (°C)
T (°C)
A1
17
5
990
1000
B1
15
5
995
1000
E1
9
5
890
1060
E2
9
7
985
1060
E3
9
9
1020
1100
Resultados e discussão 60
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
a) A1 LQ b) B1LQ
c) E1 LQ d) E2 LQ
e) E3 LQ
Figura 5.11. Micrografia dos cinco tipos de aço após laminação a quente (LQ).
Ataque:Villela. Aumento: 200x . a) A1; b) B1; c) E1; d) E2; e) E3. (Microscópio óptico)
Resultados e discussão 61
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Na figura 5.12 (a,b,c,d,e) estão apresentadas as microestruturas das ligas (A1, B1,
E1, E2 e E3) solubilizadas de acordo com as temperaturas dispostas na tabela 5.1.
Observou-se que para revelar a microestrutura da amostra A1 foi necessário um
tempo de ataque de aproximadamente 1hora, enquanto que a amostra B1 teve tempo de ataque
de 4 minutos e as amostras E1, E2 e E3 só precisaram de aproximadamente 2 minutos para
que suas microestruturas fossem reveladas. Assim, a diminuição do teor de cromo no material
diminui o tempo de ataque pelo reagente, enquanto a variação do molibdênio parece não
influenciar, isso ocorre provavelmente devido à camada passivadora produzida pelo cromo na
superfície do material.
Após o tratamento térmico de solubilização as ligas apresentaram uma matriz
completamente solubilizada, os contornos de grão estão bem definidos e houve um nítido
crescimento de grão comparado com as amostras laminadas a quente (figura 5.11). Esses
efeitos podem ser observados na figura 5.12 e na figura 5.13.
Resultados e discussão 62
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
a) A1 LQS b) B1 LQS
c) E1 LQS d) E2 LQS
e) E3 LQS
Figura 5.12. Micrografia dos cinco tipos de aço após laminação a quente e solubilizados
(LQS). Ataque: Vilela. Aumento: 200X. a) A1; b) B1; c) E1; d) E2; e) E3. (Microscópio
óptico)
Resultados e discussão 63
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
5.2.2. Tamanho de Grão
O crescimento de grão é um fenômeno termicamente ativado e é definido como o
crescimento de determinados grãos às custas de outros de modo a diminuir a área total de
contornos (PADILHA, 2005). O processo ocorre pelo deslocamento de contornos de grãos
através da difusão de átomos dos grãos menos estáveis para os grãos mais estáveis (SANTOS,
2006).
O cálculo do diâmetro médio de grãos (em µm) foi obtido através da análise dos
mapas de EBSD das amostras LQ e LQS (com desorientação ≥ 15°). A figura 5.13 compara o
efeito do tratamento térmico de solubilização no crescimento do grão para cada amostra.
Figura 5.13. diâmetro médio (µm) de grãos para as amostras LQ e LQS.
Resultados e discussão 64
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Todas as amostras apresentaram crescimento de grão acentuado, como por
exemplo, a amostra E1 que apresentava diâmetro médio de grão de 19µm quando laminada a
quente e após o processo de solubilização o tamanho de grão cresceu para um valor de
diâmetro médio de 35µm. Um Aço AISI 444 laminado a frio 60% e recozido a 1010 °C exibiu
tamanho de grão de 31µm (ABREU et. al., 2006).
OLIVEIRA em 2004, relacionou o diâmetro médio dos grãos e subgrãos (µm)
para diferentes temperaturas (entre 800 e 1150°C) em aços inoxidáveis ferríticos (11CrNb e
11CrTi) estabilizados, verificou que a elevação da temperatura aumentou significativamente o
tamanho de grão, passando de um valor de 10µm para 80µm, aproximadamente, em um aço
estabilizado com titânio. Enquanto para aço 11CrNb o grão cresceu de 10µm para 50µm,
concluindo ainda que o nióbio tem melhor efeito no bloqueio da migração dos contornos de
grãos do que o titânio.
A influência da temperatura em grãos de ferrita ultrafina também foi avaliada
através das medidas dos diâmetros médios dos grãos (µm), utilizando os mapas de EBSD
(baixo e alto ângulo) evidenciando o crescimento dos grãos com o aumento da temperatura
(SONG et al., 2004).
Vários fatores – temperatura, tempo do tratamento térmico e elementos de liga –
podem ter influenciado o crescimento de grão nessas amostras (MESQUITA et. al., 2005).
Sabe-se também que algumas propriedades mecânicas dos aços incluindo a dureza e a
tenacidade, por exemplo, podem ser afetadas pelo aumento do tamanho do grão (MORRIS,
2001), (TSUCHIDA et. al., 2007).
Por esse motivo investigou-se a influência da variação do tempo de solubilização
no aumento do tamanho do grão. A duração do tratamento térmico pode ter favorecido o
crescimento de grão, fato este observado através da exposição da amostra E1 a uma
temperatura de 1060°C com variação do tempo de solubilização. O resultado está apresentado
na figura 5.14 com as microestruturas para os tempos de 1 minuto, 5 minutos, 10 minutos, 30
minutos e 1 hora.
Resultados e discussão 65
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
a) 1minuto b) 5 minutos
c) 10 minutos d) 15 minutos
e) 30 minutos f) 1 hora
Figura 5.14: tratamento de solubilização para liga E1 com variação de tempo. a) 1 min. b)
5min. c) 10min. d) 15min. e) 30min. f) 1 h
Resultados e discussão 66
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
O tempo de 1 minuto não foi suficiente para tornar a microestrutura homogênea, o
que já foi possível com um tempo de 5 minutos. Com a elevação do tempo de exposição de 5
minutos para 10 minutos o tamanho do grão aumenta rapidamente, e continua o processo de
crescimento para os tempos subseqüentes.
Além da influência do tempo de tratamento térmico (SILVA, 2007), o baixo teor
de carbono nas ligas, aproximadamente 0,03% (tabela 4.1.), também pode ter acelerado o
crescimento dos grãos. Muitos pesquisadores observaram que o carbono em solução retarda a
cinética de recristalização no ferro devido à segregação deste elemento nos contornos de grão,
diminuindo a mobilidade destes (CASTRO et. al., 2006).
Em aços, são tradicionalmente empregadas pequenas adições de elementos como
Al, V, Ti e Nb, com o objetivo de controle do grão em alta temperatura ou refino durante a
recristalização (MESQUITA et. al., 2005). A adição de elementos de liga adequados pode
promover o refinamento do grão da ferrita, como por exemplo, o alumínio (ELDRIDGE et.al.,
1998). No entanto, uma escolha apropriada de refino do grão requer um maior entendimento
dos mecanismos e dos efeitos envolvidos no crescimento do grão nessas ligas, estudo que
foge ao escopo deste trabalho.
5.2.3. Identificação das fases
Observando-se as microestruturas das ligas antes do tratamento térmico de
solubilização percebe-se a presença de pequenos grãos entre os contornos da matriz ferrítica
provavelmente devido às fases intermetálicas formadas durante o processo de laminação a
quente. Para melhor identificá-las, fez-se uma análise através de EBSD com aumento de
1000 vezes juntamente com a informação das fases possíveis obtidas nos diagramas gerados
pelo programa Thermo-Calc. A figura 5.15 (a, b), 5.16 (a, b) e 5.17 apresentam os mapas de
fase plotados sobre o mapa de padrão de qualidade para as ligas estudadas.
No mapa de fase ao lado de cada gráfico, a cor amarela representa a região
identificada como fase ferrita. As outras fases possíveis pesquisadas foram as fases Sigma
(CrFe), a fase Chi (Cr
6
Fe
18
Mo
5
) e a fase Mu (Fe
7
Mo
6
).
Os pontos pretos indicam as regiões não resolvidas, ou seja, nestes locais a
varredura por EBSD não identificou nenhuma das fases sugeridas (ferrita-α, Chi, Mu ou
Sigma). Esse resultado pode ser ocasionado por algumas impurezas, discordâncias ou
carbonetos existentes no material que reduzem o padrão de qualidade da imagem produzida
através difração (WU, J. et.al., 2004), (HUMPHREYS, 1999 e 2001).
Resultados e discussão 67
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Para a amostra A1 (Figura 5.15-a) seu mapa de fase apresenta uma região
resolvida para ferro alfa de 90,7% aproximadamente, enquanto que para a liga B1(Figura
5.15-b) a presença de ferro alfa é de 59,6 %. Nas ligas E1 (Figura 5.16-a), E2 (Figura 5.16-b)
e E3 (Figura 5.17) o percentual de ferro-α é de 55,1%, 65% e 63%, respectivamente.
Confirmando a forte presença de ferrita em todas as ligas em estudo.
Observa-se ainda a presença de fases intermetálicas Chi, Mu e Sigma para todas
as amostras. Não é possível estabelecer uma comparação entre os percentuais de formação das
fases intermetálicas e os teores de cromo e molibdênio, já que a temperatura de formação das
fases também variou durante o processo de laminação a quente.
Pode-se, no entanto, associar o aparecimento das fases intermetálicas e a redução
do percentual de ferrita. É o caso da liga A1 com um percentual de 0,9% de fase Chi, 4,3% de
fase Mu e 1,4% de fase sigma, e maior percentual de ferro-alfa. Com o aumento das fases
intermetálicas nos mapas das liga B1, E1, E2 e E3 ocorre uma redução do percentual de
ferrita, o que reforça a análise anterior dos diagramas do Thermo-Calc.
Além disso, a maior presença das fases intermetálicas e de pontos não resolvidos
indicam uma redução no padrão de qualidade da medida. Comparando-se o mapa de fases da
amostra A1, com baixo percentual de fases secundárias e pontos não resolvidos, possui um
padrão de qualidade em torno de 175, enquanto para a amostra E2 com grande quantidade de
fases intermetálicas apresenta dois padrões de qualidade um para a fase ferrítica em torno de
175 e outro mais baixo, em torno de 75 para as fases intermetálicas.
Resultados e discussão 68
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
a) A1 LQ
b) B1 LQ
Figura 5.15: Mapa de fases, padrão de qualidade e gráfico do percentual das fases presentes
por EBSD com aumento de 1000x. a) A1 LQ; b) B1 LQ (INCA – Oxford Instruments)
Resultados e discussão 69
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
a) E1 LQ
b) E2 LQ
Figura 5.16: Mapa de fases, padrão de qualidade e gráfico do percentual das fases presentes
por EBSD com aumento de 1000x. a) E1 LQ; b) E2 LQ (INCA – Oxford Instruments)
Resultados e discussão 70
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Figura 5.17: Mapa de fases, padrão de qualidade e gráfico do percentual das fases presentes
por EBSD da liga E3 LQ com aumento de 1000x (INCA – Oxford Instruments).
Para uma amostra solubilizada o padrão de qualidade é muito bom, pois todas as
fases intermetálicas e os carbonetos existentes antes do tratamento foram dissolvidos,
obtendo-se novamente uma estrutura monofásica composta apenas por ferrita (SANTOS,
2006). A figura 5.18 confirma essa afirmação apresentando o mapa de fases e o padrão de
qualidade para a amostra A1 solubilizada. A microestrutura revela contornos de grão bem
definidos e existe apenas a presença da matriz ferrita conforme o mapa de fases. Desse modo,
o padrão de qualidade obtido é de aproximadamente 190, bem superior ao apresentado nas
amostras antes do tratamento térmico.
Resultados e discussão 71
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Figura 5.18.: Mapa de fases e padrão de qualidade para amostra A1 solubilizada com aumento
de 1000x.( INCA- Oxford Instruments)
O tratamento térmico de solubilização é de extrema importância para viabilizar o
processo de laminação a frio, já que essas fases intermetálicas possuem dureza maior do que a
matriz e podem provocar falhas, além de outros prejuízos às propriedades mecânicas desses
materiais (ASKELAND, 2008).
A figura 5.19 foi utilizada para uma avaliação mais detalhada sobre a precipitação
das fases secundárias Chi, Mu e Sigma, representadas respectivamente pelas cores verde, azul
e vermelho. O mapa de fase da amostra E2 LQ revela que essas fases formam-se nos
contornos de grão e especialmente nos “pontos” triplos, no destaque (1) da figura 5.19. Vários
pesquisadores observaram essa característica na precipitação da fase sigma em aços
inoxidáveis superferríticos. (ESCRIBA et. al., 2006) (PARK et.al., 2006) e (ANDRADE,
2006).
Resultados e discussão 72
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Fase Chi Fase Mu Fase Sigma Fase Ferrita
Figura 5.19.: Mapa de fases amostra E2 LQ a 1000°C com a representação das fases Chi, Mu,
Sigma e Ferrita.
A fase Chi está presente em pequenas quantidades no interior das fases Mu e
Sigma (ver destaque (2) na figura 5.19), influenciando na formação dessas fases. As fases Chi
e Mu são favorecidas pela presença de molibdênio. A cinética de formação das fases está
relacionada à temperatura e ao tempo de exposição a essa temperatura. Observa-se que a fase
Chi se dissolve primeiro, favorecendo o crescimento das fases Mu e Sigma que permanecem
até temperaturas mais elevadas (PARK et.al., 2006).
De acordo com PARK (2006), a fase Chi precipita antes da fase sigma que se
forma ao redor da fase Chi e ao longo dos contornos de grão. A fase Chi age como uma
precursora da fase sigma, ou seja, inicialmente ela forma uma barreira à formação de fase
sigma, mas após longos tempos de tratamento térmico somente a fase sigma permanece e a
fase Chi desaparece, sendo transformada dentro da fase sigma. Esses resultados também
foram observados nas ligas Fe-Cr-Mo, conforme mostra o destaque (3) da figura 5.19.
A cinética de formação da fase primária é influenciada pela presença das fases
intermetálicas, que impedem o desenvolvimento do grão da matriz. Átomos de impurezas e
Pontos
triplos (1)
Fase Chi
(verde) (2)
Contorno de grão (3)
Resultados e discussão 73
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
partículas de inclusões ou de uma segunda fase interferem na mobilidade dos contornos de
grãos, dificultando o crescimento (SANTOS, 2006). Salientando que, fatores como a presença
de partículas, a presença de textura forte e limitações devido a espessura da amostra podem
efetivamente impedir o crescimento de grão, enquanto impurezas em solução sólida tem o
efeito retardador significativo no crescimento de grão (PADILHA, 2005).
Na figura 5.20-b (mapa de fases), a solubilização está quase completa. Os
pequenos grãos, que anteriormente seriam formados por fases intermetálica, agora são
ferríticos, em destaque (1) na figura 5.20-a.
a) c)
b) d)
Figura 5.20.: Orientação dos grão e mapa de fases para a amostra E3 antes e após o tratamento
térmico. a) orientação dos grão LQ; b) mapa de fases LQ; c) orientação dos grãos LQS; d)
mapa de fases LQS.
(1)
(1)
(2)
(2)
Resultados e discussão 74
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
A presença de fase Mu (azul) e sigma (vermelha) permanece, mas em pequenas
quantidades, observada através do mapa de fases, figura 5.20-b. Os pequenos grãos estão
adquirindo novas orientações indicadas pelo mapa colorido das orientações, no destaque (2)
da figura 5.20-a, parecidas com as orientações dos grãos ferríticos já existentes.
Quando o processo de solubilização se completa, todas as fases intermetálicas são
dissolvidas, dando origem a uma matriz ferrítica com contornos de grão bem definidos e sem
a presença de qualquer precipitação em seus contornos e com orientações bem definidas dos
grãos. As figuras 5.20 (c,d) revelam claramente essas observações através dos mapas de
orientação e de fases para uma amostra solubilizada.
Esse processo de reorientação dos grãos de baixo ângulo e seu posterior
crescimento durante a transformação da matriz ferrítica é parecido com o que ocorre durante
um processo de nucleação por recristalização. Como por exemplo, a nucleação por migração
de contornos de baixo ângulo (Subcontornos) na figura 5.21 onde, uma vez formado o
subgrão, esse é capaz de crescer sobre seus vizinhos por migração de seus sub-contornos
assistida termicamente. O subcontorno em migração absorve discordâncias, aumentando sua
diferença de orientação, sua energia e sua mobilidade até que se transforma em um contorno
de alto ângulo (PADILA, 2005).
Figura 5.21.: Formação de um grão recristalizado a partir de um subgrão. A) subestrutura
inicial; B) o subgrão central (maior) cresce sobre os outros (menores) e C) uma região livre de
defeitos associada a um contorno de alto ângulo é formada (PADILHA, 2005).
No destaque (1) das figuras 5.20 (a,b) pode-se comparar com o observado na
figura 5.21, já que se observa claramente um grão maior central crescendo sobre grãos
menores vizinhos o que sugere a formação posterior de um contorno de alto ângulo.
Outro modelo de nucleação também pode está ocorrendo, conhecida como
nucleação por coalescimento de subgrãos. Esse mecanismo consiste no coalescimento de dois
Resultados e discussão 75
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
subgrãos vizinhos o que equivale a uma rotação, tornando seus reticulados cristalinos
coincidentes, como mostra a figura 5.22. O coalescimento promove crescimento de subgrão,
eliminação de subcontornos (diminuindo a energia armazenada) e alteração das diferenças de
orientação entre o grupo que sofreu coalescimento e os subgrãos vizinhos, que leva ao
aparecimento de um contorno de alto ângulo capaz de migrar com alta velocidade
(PADILHA, 2005).
Figura 5.22.: Coalescimento de dois subgrãos por “rotação” de um deles. a) estrutura original
antes do coalescimento; b) rotação do subgrão CDEFGH; c) estrutura dos subgrãos logo após
o coalescimento; d) estrutura final após alguma migração de subcontornos. (PADILAHA,
2005)
Compara-se esse mecanismo de coalescimento da figura 5.22 com o que ocorre no
destaque (2) da figura 5.20-a, onde dois subgrãos apresentam orientações bem parecidas
sugerindo um processo de rotação para a formação de um único grão ferrítico.
5.3. PROPRIEDADES MECÂNICAS
5.3.1. Ensaio de dureza Vickers
Para avaliar a influência do tratamento térmico de solubilização nas propriedades
mecânicas, comparou-se a dureza das amostras solubilizadas (em vermelho) no gráfico da
figura 5.23, com as laminadas a quente e a frio com redução de 50%, respectivamente linhas
Resultados e discussão 76
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
preta e azul. Foram realizadas cinco medidas para cada amostra, eliminou-se a maior e a
menor medida obtendo-se a média das três medidas restante e o desvio padrão
correspondente.
Após o processo de solubilização ocorreu uma nítida redução da dureza para todas
as ligas. Teoricamente a redução da dureza revela uma maior presença da fase ferrita no
material, já que a presença de fases intermetálicas como Chi, Mu, Sigma, por serem duras e
frágeis, provocaria um aumento na dureza do material. A dureza diminui com a solubilização
do material, devido principalmente à homogeneização da microestrutura, confirmado através
das micrografias apresentadas na figura 5.23.
Para as ligas laminadas a quente nas amostras A1, B1e E1 a redução do teor de
cromo diminui a dureza, enquanto que o aumento do percentual de molibdênio de 5%, 7% e
9% nas amostras E1, E2 e E3 eleva a dureza do material.
Figura 5.23. Dureza Vickers das ligas laminadas a quente, solubilizadas e laminadas a frio
com 50% de redução.
Nas amostras laminadas a frio a dureza é maior do que nas laminadas a quente
devido principalmente ao percentual de trabalho a frio que provoca encruamento no material.
Resultados e discussão 77
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
A amostra A1 apresentou uma dureza bem próxima ao valor da amostra laminada a quente o
que pode caracterizar um menor grau de encruamento.
A dureza em função do tempo de solubilização do material foi avaliada através da
solubilização da amostra E1 nos tempos de 1, 5, 10, 15, 30 e 60 minutos. Os resultados estão
plotados no gráfico da figura 5.24.
Figura 5.24. Medidas de dureza da amostra E1 para vários tempos de
solubilização.
Houve aumento da dureza nos tempo de 1minuto para 5 minutos, que pode ter
sido provocado pela presença de fases intermetálicas ricas em cromo e molibdênio, nas
amostras com tempo de 1 minuto, deixando a matriz com baixa concentração desses
elementos e, portanto, com dureza menor do que nos tempos de 5, 10 e 15 minutos quando as
fases secundárias foram totalmente dissolvidas e a concentração de Cr e Mo na matriz
aumentou, elevando a dureza do material. A dureza entre os tempos de 5, 10 e 15 minutos é
praticamente a mesma já que todas estão solubilizadas.
Elevando-se o tempo de solubilização para 30 e 60 minutos praticamente não
ocorreu aumento na medida de dureza. Busca-se um material de fácil conformação, a dureza
Resultados e discussão 78
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
elevada provoca perda de tenacidade comprometendo as propriedades mecânicas desejadas
(ASKELAND, 2008).
Sabe-se que metais com grãos grosseiros possuem propriedades inferiores (menor
resistência e menor tenacidade) quando comparadas com metais de granulação fina
(CALLISTER JR., 2002). Uma maneira de se evitar dureza elevada e grande crescimento de
grão seria reduzir o tempo de tratamento térmico para 5 minutos de solubilização,
considerando amostras com dimensões de 20 x 25 x 2 mm, tornando o processo mais rápido,
reduzindo os custos de produção e dificultando a precipitação de carbonetos ou nitretos. Sabe-
se que a precipitação de carbonetos e nitretos durante o recozimento pode ser aumentada e
também contribuir para a redução da tenacidade (VAN ZWIETEN, 1993).
Os resultados encontrados acima estão de acordo com estudos realizados em aços
Cr-Mo e citados anteriormente no capítulo 3, que relaciona a variação da dureza do material
(Aço Cr-Mo) com a temperatura do tratamento térmico e o tempo de exposição para ligas com
7% de molibdênio (ABREU et.al., 2006).
5.3.2. Ensaio de tração
Os ensaios mecânicos como tração uniaxial, podem indicar o estado
microestrutural do material, relacionando o grau de encruamento ou a variação da composição
química com alterações em algumas propriedades mecânicas. (PADILHA, 2006)
A influência da composição química no limite de resistência, no limite de
escoamento e no alongamento foi observada durante o ensaio de tração. Foram realizadas três
medidas para cada amostra e os resultados para o ensaio de tração das ligas A1, E1 e E3 estão
apresentados na tabela 5.2. Comparando-se os resultados para as amostras A1 (17%Cr) e
E1(9%Cr) pode-se avaliar a influência da variação do cromo, enquanto a influência do
molibdênio pode ser observada com a comparação do comportamento das amostras
E1(5%Mo) e E3(9%Mo).
Resultados e discussão 79
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Tabela 5.2. Propriedades mecânicas das ligas A1, E1 e E3, para ensaio de tração
Ligas
Limite de
escoamento (MPa)
Limite de
resistência (MPa)
Alongamento
(%)
A1
609,3
690,3
13,2
A1
585,6
653,5
9,5
A1
620,6
735,6
13
E1
303,7
458,2
25,8
E1
331,5
516,7
25,7
E1
338
485,2
21
E3
530,6
737
14,8
E3
530,8
746
10
E3
576,3
694,9
5
O limite de escoamento e o limite de resistência à tração aumentam com a
elevação do percentual de cromo e de molibdênio, como pode ser verificado na tabela 5.2 as
amostras A1 e E3 com maiores valores de limite de escoamento e de resistência comparados
com a liga E1. As medidas de dureza das amostras A1 e E3 laminadas a quente (Figura 5.23)
são maiores quando comparadas à dureza da amostra E1 consolidando os resultados obtidos
para o escoamento e resistência à tração.
Quando se aumenta o teor de cromo e de molibdênio, o percentual de
alongamento diminui, caracterizando menor nível de deformação também para as ligas A1 e
E3, característica esperada diante das medidas apresentadas para o escoamento e resistência à
tração. Enquanto a liga E1 possui maior alongamento, pois apresenta teores de cromo e de
molibdênio menores.
Os valores tabelados podem ser observados também através de gráficos
comparativos para cada propriedade mecânica, conforme se verifica nas figuras 5.25, 5.26 e
5.27.
Resultados e discussão 80
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Figura 5.25.: Limite de escoamento
Figura 5.26.: Limite de resistência à tração
Resultados e discussão 81
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Figura 5.27.: Alongamento percentual
Ligas com elevado limite de escoamento, elevada dureza e resistência à tração são
mais difíceis de conformar quando comparadas com ligas que possuem limite de escoamento,
dureza e resistência à tração em valores mais baixos permitindo alongamentos maiores.
Teores elevados de cromo e molibdênio podem dificultar a deformação plástica do material.
Comparando-se os resultados obtidos acima com os valores apresentados na
tabela 3.3 para aços ferríticos de alto desempenho, as amostras A1, E1 e E3 apresentaram
limite de escoamento e resistência à tração maiores do que para o aço 444, por exemplo. Com
relação à ductilidade, as amostras A1 e E3 são menos dúcteis do que o aço 444, enquanto as
ligas E1 possuem um percentual de alongamento maior do que a ductilidade mínima
apresentado para os aços 444. Logo, a amostra E1 apresentou limite de resistência à tração,
limite de escoamento e ductilidade maiores do que os apresentados por um aço AISI 444.
Resultados e discussão 82
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
5.4. EVOLUÇÃO DA TEXTURA
5.4.1. Medidas de Raios-X
Realizou-se a difração de raios-X nas amostras laminadas a frio 50% e
solubilizadas para confirmar a presença de matriz ferrítica após o tratamento térmico e
determinar os ângulos de difração para os três primeiros picos da ferrita nos planos (110),
(200) e (211) nas amostras estudadas.
Os difratogramas medidos para cada um dos aços Fe-Cr-Mo foram comparados
com o difratograma de uma amostra padrão de ferrita (Amostra Padrão: Bonet – Reference
samples for metal/alloys for analysis of crystallographic texture), na figura 5.28.
Figura 5.28. Difratograma do padrão de ferrita
As medidas de Raios-X revelaram que todas as amostras apresentam matriz
ferrítica caracterizada pelos picos difratados correspondentes aos da amostra de ferrita padrão.
Os difratogramas das respectivas ligas podem ser observados nas figuras 5.29; 5.30 e 5.31.
Resultados e discussão 83
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
a)
b)
Figura 5.29. Difratogramas das ligas de aço solubilizadas: a) A1; b) B1.
Resultados e discussão 84
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
a)
b)
Figura 5.30. Difratogramas das ligas de aço solubilizadas. a) E1; b) E2.
Resultados e discussão 85
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
e)
Figura 5.31. Difratograma da liga de aço E3 solubilizada.
A variação da composição pode provocar alterações no parâmetro de rede (a) das
ligas, em Angstrons (Å). Esse parâmetro foi calculado utilizando a
equação que relaciona índices de Miller (hkl) e espaçamento
interplanar (d
hkl
) determinado através da Lei de Bragg . Os dados estão
dispostos na tabela 5.3.
Tabela 5.3. Parâmetro de rede para as amostras
Amostras
Padrão
A1
B1
E1
E2
E3
Parâmetros de rede (a)
em Angstrom (Å)
2,87
2,86
2,88
2,87
2,88
2,89
De acordo com o valor dos parâmetros de rede das amostras apresentados na
tabela 5.3, nota-se que a variação nos teores de cromo e molibdênio não provoca mudanças
significativas do parâmetro de rede das amostras se comparados ao da amostra padrão de
ferrita. Os parâmetros de rede foram calculados a partir das medidas dos ângulos 2θ obtidos
com a difração de raios-x de cada amostra e os resultados comparados com os ângulos 2θ para
Resultados e discussão 86
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
a ferrita disponível na base de dados Powder Diffraction File (PDF) o com as medidas da
amostra de ferrita padrão (Figura 5.28), apresentados na tabela 5.4.
Tabela 5.4. Valores de 2θ para os três primeiros picos [hkl] da ferrita
Ângulos 2θ (em graus)
Amostras
Plano 110
Plano 200
Plano 211
Ferrita Padrão (PDF)
20,155
28,654
35,285
Ferrita Padrão (Medida)
20,235
28,721
35,325
A1(17Cr-5Mo)
20,085
28,501
35,124
B1(15Cr-5Mo)
20,098
28,532
35,155
E1(9Cr-5Mo)
20,129
28,595
35,186
E2(9Cr-7Mo)
20,128
28,589
35,178
E3(9Cr-9Mo)
19,987
28,416
35,076
Reforçando que não existe a presença de fases intermetálica nas amostras
solubilizadas, a tabela 5.5 apresenta os parâmetros de rede para as fases secundárias: Sigma,
Chi e Mu.
Tabela 5.5. Parâmetros de rede em Angstrom (Å) para fases intermetálicas
a
b
c
Sigma
8,799
8,799
4,544
Chi
8,92
8,92
8,92
Mu
8,988
8,988
8,988
Os valores da tabela 5.5 foram retirados da base de dados do programa INCA –
Oxford Instruments utilizado durante a identificação das fase por EBSD.
A intensidade dos picos de difração está relacionada à posição dos átomos na rede
cristalina. A posição dos átomos afeta a intensidade, mas não a posição dos feixes difratados
(CULLITY, 2001). Nos difratogramas apresentados nas figuras 5.28; 5.29; 5.30 e 5.31,
comparando o padrão ferrita com as ligas estudadas, observa-se que para as amostras A1 e B1
não ocorreu variações nas intensidades do primeiro (110) e segundo (200) picos, mas houve
aumento na intensidade difratada para o plano (211). Esse fenômeno pode está associado à
presença de cromo e molibdênio. Com o aumento do percentual de molibdênio, ligas E1, E2 e
E3, a intensidade dos picos (200) e (211) aumentou com relação às amostra A1 e B1, mas não
houve alteração na intensidade do pico (110).
Resultados e discussão 87
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
5.4.2. Medidas de Textura
A identificação dos ângulos de difração para os planos da ferrita apresentada
anteriormente na figura 5.29; 5.30 e 5.31, foi utilizada para calcular as funções de distribuição
de orientações cristalográficas (FDOC’s) de cada liga estudada.
A análise da macrotextura do material foi realizada utilizando-se difração de
raios-X. A superfície analisada encontrava-se à meia espessura das amostras laminadas a frio
50%. Comparou-se a textura de deformação das ligas e a influência dos teores de cromo e
molibdênio na variação da textura do material. Observou-se também o comportamento da
textura com o tratamento térmico de solubilização.
A Figura 5.32 mostra um ábaco da seção de φ
2
= 45º, em notação de Bunge, com
as principais componentes de textura para interpretação das FDOC’s.
Figura 5.32.: Seção de φ
2
= 45º, em notação de Bunge, com as principais componentes de
textura. (BUNGE, 1993)
Resultados e discussão 88
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Os FDOC’s obtidas com o auxílio do software Labotex, estão disponíveis nas
figuras 5.33; 5.34 e 5.35, para as ligas A1, B1, E1, E2 e E3 laminadas a frio com redução de
50% na espessura. Os níveis de intensidade dos planos e direções cristalográficas estão
identificados por um padrão de cores disposto na legenda ao lado de cada FDOC, além dos
valores máximos e mínimos das intensidades para cada amostra.
Mudanças na intensidade e na posição das componentes de textura das ligas foram
comparadas e relacionadas com variação do percentual de cromo e molibdênio, para avaliar a
influência desses elementos na textura desses aços.
Na amostra A1, figura 5.33-a, o pico máximo ocorre na componente {112}<110>,
paralela à direção de laminação (DL). Na fibra DN, destacam-se as componentes próximas de
{111}<132> e {111}<112>, paralelas à direção normal ao plano da chapa (DN). A
componente {001}<110> aparece com baixa intensidade.
Na figura 5.33-b, amostra B1, aparece um pico de máxima intensidade próximo a
componente {112}<110> e a fibra DN tem menor intensidade do que para amostra A1. A
intensidade da componente {001}<-110> é maior na amostra E1, figura 5.34-a, do que para as
amostras A1 e B1. O pico máximo da amostra E1, também ocorre na fibra DL, próximo a
componente {112}<110>, sendo que de forma mais distribuída e menos intensa do que para
as amostras A1 e B1.
A amostra E2 (Figura 5.34-b) possui intensidade máxima nas componentes
{001}<110>. A intensidade na fibra DN está distribuída nos planos {111} e também ocorreu
uma maior distribuição da intensidade nos planos {001}. Na figura 5.35, para a amostra E3 os
picos de maior intensidade estão mais concentrados nas componentes {001}<130> e nas
componentes {111}<112>. A fibra DL para as amostras E1, E2 e E3 é fraca comparada às
amostras A1 e B1.
Resultados e discussão 89
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
a) A1
b) B1
Figura 5.33.: FDOC’s das amostras laminadas a frio com redução de 50% na espessura a) A1;
b) B1 (Labotex).
Resultados e discussão 90
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
a) E1
b) E2
Figura 5.34.: FDOC’s das amostras laminadas a frio com redução de 50% na espessura a) E1;
b) E2; (Labotex)
Resultados e discussão 91
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Figura 5.35.: FDOC da amostra E3 laminadas a frio com redução de 50% na espessura.
(Labotex)
Destacando-se inicialmente as três primeiras amostras, com mesmo teor de
molibdênio (5%) e com cromo variando de 17%, 15% e 9%, pode-se verificar a evolução da
textura através da figura 5.36.
a) b) c)
Figura 5.36.: Evolução da textura com variação de cromo em amostras LF50%. a) A1; b) B1 e
c) E1 (Labotex)
Resultados e discussão 92
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Verifica-se que a elevação do percentual de cromo de 9% (E1) para 17% (A1)
provoca um aumento da intensidade da fibra DL. Em 1993, Raabe estudou os aços
inoxidáveis ferríticos com 11-17%Cr e constatou que o aumento do teor de cromo muda a
componente {112}<110> para maiores ângulos Φ na fibra DL. No diagrama da intensidade
em função da posição angular na fibra DL (figura 5.37) verifica-se o aumento da intensidade
do pico da amostra E1 para a amostra A1, mas não o deslocamento desse pico que permanece
em torno de 25° para as três amostras (A1, B1 e E1). Esse comportamento está detalhado na
figura 5.37, com o diagrama da intensidade em função da fibra DL.
A intensidade da fibra DN também foi afetada pela redução do teor de cromo
sendo menos intensa para a amostra E1. Revelando uma maior presença de planos {111} nas
ligas com maior teor de cromo A1 e B1. Enquanto que a componente {001}<110> aumenta
de intensidade com a diminuição do teor de cromo, sendo mais forte para a liga E1.
De acordo com estudos anteriores realizados em ligas de aço com 17% de cromo
(TIKHOVSKIY, 2008) e para o aço AISI 444 (ABREU et al., 2006), com o desenvolvimento
de textura de deformação através da laminação a frio (RAABE, 1993) e de tratamentos
térmicos, intensifica-se as componentes de textura {111}<112> que são mais favoráveis para
operações de estampagem .
A presença das componentes {100}<120> e {111}<112> foi identificada para
ligas 430A e 430E com percentual de cromo em 16%, recozidas, laminadas a quente e a frio
com redução de 80%. (COSTA, 2006)
Resultados e discussão 93
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Figura 5.37.: Diagrama da intensidade dos picos em função da posição angular na fibra DL
para as amostras A1, B1 e E1. (Labotex)
Para reforçar as afirmações anteriores, a figura 5.38 apresenta as figuras de pólo
inversa para as ligas A1, B1 e E1. Revelando maior quantidade de planos {111} para as
amostras A1 e B1 com maiores percentuais de cromo com relação à liga E1. Além disso,
mostra maior quantidade dos planos {001} para a liga E1, que aumenta com a diminuição do
percentual de cromo.
Resultados e discussão 94
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
a) A1 b) B1
c) E1
Figura 5.38. Figuras de pólo inversas das amostras laminadas a frio 50% . a) A1; b) B1; c) E1
(Labotex)
Comparando-se agora a evolução da textura com relação à variação do percentual
de molibdênio (5%, 7% e 9%), com teor de cromo fixo em 9%, a figura 5.39 apresenta as
amostras E1, E2 e E3.
a) b) c)
Figura 5.39: Evolução da textura com variação de molibdênio em amostras LF50%. a) E1; b)
E2 e c) E3 (Labotex).
Resultados e discussão 95
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
A elevação do teor de molibdênio de 5% (E1) para 9% (E3) intensifica a fibra
DN, especificamente a componente {111}<112>. Que pode ser observada para os ângulos de
15° a 35° e de 55° a 75° a fibra DN é mais intensa na amostra E3. A figura 5.40 apresenta um
diagrama da intensidade dos picos com relação ao ângulo na fibra-DN. Comparando as
amostras E1, E2 e E3 e a influência do molibdênio na textura dessas amostras.
A textura de cubo, planos {001}, é deslocada de um ângulo φ
1
de 80° (E1) para
aproximadamente 60° (E3), de acordo com ábaco da figura 5.32. Enquanto a fibra DL torna-
se menos intensa.
Figura 5.40.: Diagrama da intensidade dos picos em função da posição angular na fibra-DN
para as amostras E1, E2 e E3 (Labotex).
Resultados e discussão 96
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
A intensidade dos planos (111) e (001) também podem ser observadas através das
figuras de pólo inversa das amostras E1, E2 e E3, na figura 5.41, confirmando uma maior
quantidade de planos {111} e {001} para amostra E2 (9% Mo) com relação à E1(5%Mo).
a) E1 b) E2
c) E3
Figura 5.41. Figura de pólo inversas das amostras laminadas a frio 50%. a) E1; b) E2; c) E3
(Labotex)
A alta estampabilidade está associada à presença de grande quantidade de planos
{111} paralelos à superfície da chapa relacionados à textura de recristalização. (HUH, 2001).
Enquanto que a baixa estampabilidade está associada à grande incidência de planos {001}
paralelos à superfície da chapa. (PADILHA, 2005). Essa característica dos aços ferríticos foi
confirmada por vários outros trabalhos relacionando a textura de aços ferríticos. (YAN et al.,
mai.2008), (YAZAWA et al., 2003) e (RAABE, 1996)
Os materiais CCC laminados a fio, incluindo os aços de baixo teor de carbono,
apresentam como componente principal geralmente {001}<110>, além das componentes em
Resultados e discussão 97
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
torno de {112}<110> e {011}<211>. Metais e ligas com estrutura CCC também podem
apresentar textura de fibra do tipo <111> quando deformadas (PADILHA, 2005).
Na figura 5.42, para o aço 444 (17Cr2Mo) laminado a frio com redução de 60%
observa-se a presença as componentes{111}<121> e {001}<110>. (ABREU et. al., 2006)
Figura 5.42. Aço 444 laminado a frio com redução de 60% da espessura. (ABREU et. al.,
2006)
Também se verificou a influência da solubilização na textura das ligas. O
resultado pode ser observado na figura 5.43, onde estão apresentadas as FDOC’s para φ
2
=45°
das amostras A1, B1 e E1 solubilizadas e sem textura.
a) b) c)
Figura 5.43: Influência da solubilização na textura. a) A1; b) B1 e c) E1
Após o processo de tratamento térmico das ligas laminadas a frio, observou-se
nitidamente a redução da intensidade da textura, desenvolvida pelo processo de formação de
novos grãos com direções aleatórias, livres de deformação e, portanto, sem textura.
Conclusões 98
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
6. CONCLUSÕES
Neste trabalho investigou-se a influência dos teores de Cr e Mo na microestrutura
e na textura das ligas Fe-Cr-Mo com teores de 17, 15 e 9% de Cr e 5, 7 e 9% de Mo, com
composição exata apresentada na tabela 4.1. Com base nos resultados experimentais obtidos
conclui-se que:
1. Os diagramas de fases construídos com o Termo-Calc mostraram a presença de fases
intermetálicas (Mu, Chi e Sigma) em todas as ligas para temperaturas entre 300°C e 900°C, o
que foi confirmado através do mapa de fases obtido na análise por EBSD das amostras
laminadas a quente.
2. O aumento do teor de Cr favorece o aparecimento das fases Chi e Sigma, chegando a um
percentual máximo de 25% à 300°C de fase Chu e 35% à 600°C de fase sigma na amostra A1.
Enquanto reduz a quantidade de fase Mu.
3. Ainda de acordo com os dados termodinâmicos, para maiores teores de Mo o percentual de
fase Sigma mantém-se em aproximadamente 5% a 300°C e praticamente não se altera para as
ligas E1, E2 e E3. Enquanto que o percentual das fases Chi e Mu aumenta. Aumento do teor
de Mo também eleva a temperatura de solubilização das ligas.
4. Em amostras com dimensões 20 x 25 x 5 mm Um tempo de solubilização de 5 minutos foi
suficiente para tornar o material homogêneo, o que pode ser uma alternativa para evitar o
crescimento do grão. Além disso, a dureza em 5 minutos não variou muito com relação ao
tempo de 10 minutos.
5. A elevação dos teores de Cr e Mo aumenta a dureza, o limite de escoamento e a resistência
a tração das ligas, mas reduzem o percentual de alongamento. A liga E1, com menores teores
de Cr e Mo, apresentou valores para o limite de escoamento e o limite de resistência à tração
mais baixos, enquanto seu percentual de alongamento foi maior comparado às ligas A1 e B1.
Conclusões 99
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
6. Aumento do percentual de Cr intensifica a fibra DL próximo à componente {112}<110> e
a fibra DN com maior presença dos planos {111} nas amostra A1 e B1. Enquanto que a
componente {001}<110> aumenta de intensidade com a diminuição do teor de cromo na liga
E1.
7. Maiores teores de Mo intensificam a componente {111}<112> na fibra DN e os planos
{001}, enquanto reduzem a fibra DL. Amostras A1, B1, E2 e E3 apresentaram maior
intensidade dos planos {111}.
Sugestões para trabalhos futuros 100
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
7. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
1. Avaliar a cinética de formação e o processo de precipitação das fases intermetálica (Chi,
Mu e Sigma) e seus efeitos na formação da matriz ferrítica.
2. Verificar os efeitos da composição química no tamanho de grão e possíveis técnicas de
refinamento do grão para essas amostras.
3. Avaliar a evolução da textura de deformação para diferentes percentuais de redução da
espessura durante a laminação a frio com estudo da macro e micro textura obtidas com
técnicas de Raios-X e EBSD.
4. Analisar a influência do Cr e Mo na estampabilidade dessas ligas com a determinação dos
coeficientes de Lankford para amostras laminadas a frio com diferentes percentuais de
redução da espessura.
5. Estudar a influência da variação da temperatura de recozimento no desenvolvimento da
textura de recristalização através de análises de EBSD.
Referências 101
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
8. REFERÊNCIAS
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Anexo 109
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
9. ANEXO
9.1. TABELAS DAS MEDIDAS DE DUREZA
Segue abaixo as tabelas das medidas de dureza para as ligas A1, B1, E1, E2 e E3,
as medidas foram realizadas nas amostras laminadas a quente antes e após o tratamento
térmico de solubilização. O resultado está disposto nas tabelas 9.1 e 9.2.
Tabela 9.1. Dureza Vickers das ligas Laminadas a quente
Tipo
M1
M2
M3
Media
A1
323
324
317
321
B1
309
315
315
313
E1
320
310
308
313
E2
279
340
352
324
E3
335
323
342
333
Tabela 9.2. Dureza Vickers das ligas Laminadas a quente e solubilizadas
Tipo
M1
M2
M3
Média
A1 (1000°C)
278
266
269
271
B1(1000°C)
277
281
277
278
E1(1060°C)
244
244
230
239
E2 (1060°)
276
279
282
279
E3 (1100°C)
268
277
281
275
Para todos os ensaios de dureza foram realizadas cinco medidas, eliminou-se o
maior e o menor valor e obteve-se a média das três medidas restantes.
Também se mediu a dureza para as amostras laminadas a frio com redução de
10%, 30% e 50% na espessura, os resultados estão mostrados na tabela 9.3.
Anexo 110
Influência do teor de cromo e molibdênio na microestrutura e na textura de ligas Fe-Cr-Mo
Tabela 9.3. Medidas de dureza amostras laminadas a frio. a) LF10%; b) LF/S10%;
c) LF50%; d) LF/S50%.
a) LF 10% b) LF/S 10%
Tipo
M1
M2
M3
Media
Tipo
M1
M2
M3
Media
A1
272
297
269
279
A1
238
220
233
230
B1
250
274
281
268
B1
234
236
247
239
E1
276
275
266
272
E1
203
207
194
201
E3
321
283
289
298
E3
229
265
236
243
c) LF50% d) LFS 50%
Tipo
M1
M2
M3
Media
Tipo
M1
M2
M3
Media
A1
319
306
296
307
A1
223
225
223
224
B1
398
342
341
360
B1
233
232
240
235
E1
331
361
338
343
E1
234
224
227
228
E2
329
308
320
319
E2
226
220
224
223
E3
330
333
354
339
E3
215
199
208
207
O efeito da variação do tempo de exposição ao tratamento térmico na dureza das
amostras foi verificado para a amostra E1 solubilizada em tempos de 1, 5, 10, 15, 30 e 60
minutos. As durezas medidas estão registradas na tabela 9.4.
Tabela 9.4. Dureza da amostra E1 para vários tempos de solubilização
Tempo(s)
M1
M2
M3
Média
1
253
250
253
252
5
268
276
280
274.7
10
271
286
268
275
15
268
269
278
271.7
30
276
283
286
281.7
60
284
290
257
277
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