Post on 08-Aug-2020
UNIVERSIDADE DE SÃO PAULO
ESCOLA DE ENGENHARIA DE LORENA
EFEITO DA MARTENSITA INDUZIDA POR
DEFORMAÇÃO NAS PROPRIEDADES DO AÇO
INOXIDÁVEL AUSTENÍTICO AISI 304
Lorena - SP
2012
2
EDUARDO HENRIQUE BREDDA
Efeito da martensita induzida por deformação nas
propriedades do aço inoxidável austenítico AISI 304
Monografia de trabalho de conclusão de
curso.
Área de Concentração: Engenharia Química e
Engenharia de Materiais
Orientadora:
Profª. Drª. Maria José Ramos Sandim
Co-orientador:
Prof. Dr. Alain Laurent Marie Robin
Lorena - SP
2012
3
Autorizo a reprodução e divulgação total ou parcial
deste trabalho, por qualquer meio convencional ou
eletrônico, para fins de estudo e pesquisa, desde que
citada à fonte.
Trabalho de Conclusão de Curso
4
Agradecimentos
Esta é uma parte importante dessa monografia, pois
agora escrevo em agradecimento àqueles cuja ajuda foi
imprescindível para a realização deste trabalho.
Primeiramente agradeço a Deus, pois, se ele realmente
existe, devemos ser gratos pela criação do universo e da
vida. Também agradeço a minha família pelo apoio e
confiança quando decidi estudar longe de casa.
Agradeço à Aperam South America (ex-Acesita, Timótio –
MG) por disponibilizar as amostras do aço AISI 304 para
esse estudo.
Agradeço à Profª. Dra. Maria José Ramos Sandim (EEL-
USP) por aceitar ser minha orientadora. Seu apoio e atenção
foram essenciais para uma excelente execução do trabalho
proposto e na escrita deste relatório.
Agradeço também ao Prof. Dr. Alain Laurent Marie Robin
(EEL-USP). Sem seu auxílio e co-orientação seria impossível
de se obter os resultados de corrosão que tanto
enriqueceram o presente trabalho.
Agradeço ao Prof. Dr. Paulo A. Suzuki (EEL-USP) pela
colaboração com relação às medidas de difração de raios X.
Agradeço ao Prof. Dr. Raul Bolmaro (IFIR- Rosario,
Argentina) e ao doutorando Kahl D. Zilnyk (PPGEM-EEL-USP)
pela colaboração com relação às medidas de textura.
Agradeço ao Prof. Dr. Hugo R. Z. Sandim (EEL-USP) por
valiosas discussões com relação aos resultados de textura.
Agradeço ao Prof. Antonio Domingues dos Santos (IF-USP)
por disponibilizar o sistema para medidas de magnetização.
5
Agradeço à Prof. Dra. Reny A. Renzetti (UNIFEI-Itabira)
por discussões com relação às medidas de magnetização.
Agradeço ao Sr. Sebastião Barbosa de Sousa (Oficina –
Demar-EEL-USP) e ao Sr. Sérgio Luiz (Metalografia – Demar-
EEL-USP) pela ajuda no corte e preparação metalográfica de
amostras. Agradeço também à doutoranda Verona Biancardi
Oliveira por sua disponibilidade de ajudar, sempre que
necessário.
Todas estas pessoas foram gentis e amigas. Ajudaram-me
e motivaram-me a seguir sempre em frente.
6
Resumo
Neste trabalho foi investigado o efeito da martensita
induzida por deformação na microestrutura, propriedades
magnéticas e resistência à corrosão do aço inoxidável AISI
304. A caracterização microestrutural deste aço foi feita
utilizando-se as técnicas de microscopia óptica, testes de
dureza, difração de raios X e textura. O aço AISI 304
investigado foi laminado a frio até 71% de redução em
espessura.
Observou-se um aumento significativo da microdureza até
uma redução de 40%. Para maiores graus de redução, a
microdureza aumentou de forma menos acentuada.
A partir das medidas de raios X e de magnetização de
saturação estimou-se que para 71% de redução a fração
volumétrica da fase martensítica é de 70%. A partir de
20% de redução observou-se um decréscimo no valor do campo
coercivo, o que pode ser atribuído à coalescência da fase
martensítica.
Resultados de macrotextura mostraram uma textura fraca
para o aço inoxidável AISI 304 na condição inicial. Para
redução de 71%, as componentes de textura com maior
intensidade para a fase martensítica são fibra α e fibra γ.
O aço AISI 304 não apresentou variação significativa em
suas propriedades relativas à corrosão em função da
deformação, quando estudado nos seguintes meios corrosivos:
H2SO4 5%p, H2SO4 10%p e NaCl 3,5%p. Independentemente do
grau de deformação do aço AISI 304, a ordem crescente de
resistência à corrosão foi: H2SO4 10%p < H2SO4 5%p < NaCl
3,5%p.
7
Abstract
This study investigated the effect of strain-induced
martensite phase on the microstructure, magnetic properties
and corrosion resistance of the stainless steel AISI 304.
Microstructural characterization of this steel was
performed using optical microscopy, hardness testing, X-ray
diffraction and texture measurements. The investigated AISI
304 steel was cold rolled up to 71% reduction in thickness.
We observed a significant increase in the microhardness
up to 40% reduction. For higher percent of reduction, the
microhardness increased less sharply.
For a 71% reduction, from X-rays diffraction and
saturation magnetization measurements the estimated volume
fraction of martensite phase was 70%. For more than 20%
thickness reduction it was observed a decrease in the
coercive field value, which can be attributed to the
coalescence of the martensite phase.
The macrotexture results showed weak texture in AISI 304
stainless steel in the initial condition. For 71%
reduction, the highest intensities texture components are
and fibers.
Concerning corrosion properties, no major changes were
observed for the cold rolled AISI 304 steel, using the
following corrosive media: H2SO4 5%, H2SO4 10% and NaCl
3,5%. Independently of deformation of the AISI 304 steel,
the order of increasing corrosion resistance was: H2SO4
10%p < H2SO4 5%p < NaCl 3,5%p .
8
Sumário
Agradecimentos ................................................. 4
Resumo ......................................................... 6
Abstract ....................................................... 7
1. Introdução ................................................ 10
2. Revisão da literatura ..................................... 12
2.1. Transformação martensítica ............................. 12
2.2. Discordâncias – Defeitos Lineares ...................... 12
2.3. Contornos De Grão ...................................... 15
2.4. Microdureza Vickers .................................... 16
2.5. Propriedades magnéticas ................................ 18
2.5.1. Diamagnetismo e paramagnetismo ...................... 19
2.5.2. Ferromagnetismo ..................................... 21
2.5.3. Domínio magnético e paredes de domínio .............. 21
2.5.4. Histerese ........................................... 23
2.5.5. Campo coercivo e microestrutura ..................... 26
2.6. Difração de raios X .................................... 27
2.7. Taxa de corrosão ....................................... 29
2.8. Curvas de Polarização .................................. 31
2.9. Potenciostato .......................................... 34
2.10. Textura cristalográfica .............................. 36
2.10.1. Função de distribuição de orientações – ODF ....... 38
3. Materiais e métodos ....................................... 45
3.1. Material ............................................... 45
3.2. Microdureza Vickers .................................... 45
3.3. Medidas de magnetização ................................ 48
3.4. Difração de raios X .................................... 49
3.5. Ensaios de corrosão .................................... 50
3.5.1. Meios corrosivos aplicados .......................... 50
3.5.2. Testes por perda de massa ........................... 50
3.5.3. Ensaios eletroquímicos .............................. 51
3.6. Textura ................................................ 53
3.7. Microscopia óptica ..................................... 53
9
4. Resultados e discussões ................................... 54
4.1. Microdureza Vickers .................................... 54
4.2. Medidas de magnetização ................................ 55
4.2.1. Campo coercivo ...................................... 56
4.2.2. Magnetização de saturação ........................... 59
4.3. Difração de raios X .................................... 64
4.4. Corrosão ............................................... 73
4.4.1. NaCl ................................................ 73
4.4.2. H2SO4 ............................................... 78
4.4.3. Testes de perda de massa ............................ 83
4.5. Textura ................................................ 83
4.6. Microscopia óptica ..................................... 88
5. Conclusões ................................................ 89
Referências bibliográficas .................................... 92
10
1. Introdução
O aço inoxidável austenítico AISI 304 possui diversas
aplicações, como em equipamentos para indústria química,
farmacêutica, têxtil, de papel e celulose, refinaria de
petróleo, entre outras (Elinox, 04/2012). Esta gama de
aplicações se deve a suas propriedades mecânicas e físicas,
tais como boa resistência à corrosão, ductilidade e
soldabilidade (Zietek; Mróz, 2011).
Os aços inoxidáveis austeníticos sofrem uma
transformação de fase dependendo do grau de deformação e
temperatura (Mertinger et al., 2008). Esta transformação se
dá a partir de uma fase austenítica (cfc, paramagnética), a
qual é metaestável, para dois tipos de fase martensítica
sendo, portanto, denominada de transformação martensítica
(S. Nanga et al., 2009). As fases formadas são: martensita
tipo ε (hc, paramagnética) e martensita tipo α‟ (ccc,
ferromagnética) (Tavares et al., 2009). O entendimento
dessa transformação de fase é muito importante já que os
aços inoxidáveis são importantes materiais estruturais
(Mumtaz et al., 2004).
Uma importante consequência da transformação
martensítica é que ela altera a resistência à corrosão dos
aços inoxidáveis. O aumento no grau de deformação em aços
AISI 304 gera uma diminuição na taxa de corrosão no
material em soluções de NaCl (Haanappel; Stroosnijder,
2001). Também foi determinado experimentalmente que a
resistência à corrosão deste aço em soluções de H2SO4
diminuiu com o aumento da deformação apenas para pequenas
deformações. Para altas deformações o aumento da
deformação causa aumento da resistência à corrosão, devido
a orientações preferenciais dos planos mais compactos da
martensita formada (Kumar et al., 2005). Este fator pode
11
limitar muito a aplicação do aço laminado na indústria
química em geral e, portanto, requer muita atenção.
A transformação martensítica pode ser investigada
utilizando-se medidas de difração de raios X e medidas de
magnetização. Sendo a martensita tipo α‟ ferromagnética,
sua concentração é proporcional à magnetização de saturação
do material. Qualquer que seja a concentração de martensita
tipo α‟, esta pode ser detectada por meio de medidas
magnéticas. Por outro lado, embora a técnica de difração de
raios X apenas detecte a formação da martensita quando esta
atinge uma concentração volumétrica mínima de 5% em volume,
esta técnica permite a detecção de ambas às formas
estruturais de martensita formada (Tavares; Miraglia,
2000). A transformação martensítica também acarreta
substancial aumento na microdureza do material e, portanto,
sua evolução com a deformação também pode se acompanhada
por meio de testes de microdureza.
Neste trabalho foi investigada a formação da martensita
induzida por deformação no aço inoxidável austenítico AISI
304 por meio de medidas magnéticas, difração de raios X,
medidas de microdureza e testes de resistência à corrosão.
Amostras representativas foram analisadas quanto a sua
textura e tiveram imagens obtidas utilizando-se de
microscopia óptica.
12
2. Revisão da literatura
2.1. Transformação martensítica
A transformação martensítica em aços austeníticos
consiste em uma mudança polimórfica em que o ferro, que
originalmente é austenítico (cfc), assume microestrutura
martensítica. As fases martensíticas formadas são: tipo ε
(hc, paramagnética) e tipo α‟ (ccc, ferromagnética)
(Tavares et al., 2009). A maneira mais provável que esta
transformação ocorre, segundo a literatura, é γεα‟
(Mészáros; Próhászha, 2005).
Uma transformação martensítica pode ocorrer em diversas
circunstâncias, dentre elas pode-se citar deformação
plástica e resfriamento rápido (Mumtaz et al., 2004).
A causa das transformações martensíticas em aços
inoxidáveis é majoritariamente causada pelo aparecimento de
discordâncias e contornos de macla. Discordâncias e
contornos de macla podem surgir devido às deformações
plásticas a frio, como é o caso da laminação a frio
(Tavares; Miraglia, 2000).
2.2. Discordâncias – Defeitos Lineares
Discordâncias ocorrem quando há átomos desalinhados no
cristal. Estas imperfeições podem surgir quando um plano de
átomos é interrompido em meio ao cristal formando uma
deformação do tipo cunha, conforme mostrado na Figura 1
(Callister, 2007).
13
Figura 1: Discordância tipo Cunha (Callister, 2007).
Figura 2: Discordância tipo Espiral. (a) Vista lateral,
(b) Vista de cima (Callister, 2007).
14
Outro tipo de discordância é a discordância espiral.
Neste caso o plano de átomos, a partir de um ponto qualquer
no cristal, se torna deslocado em relação aos vizinhos;
conforme mostrado na Figura 2.
Figura 3: Discordância do tipo mista: (a)vista de lado
(b) Vista de cima (Callister, 2007).
A maioria das discordâncias encontradas em materiais,
no entanto, é do tipo misto; este tipo de discordância
apresenta as características de ambos os casos vistos
anteriormente e é ilustrado pela Figura 3. Como há
15
desorganização em torno das discordâncias, há ocorrência de
energia armazenada na forma de forças trativas e
compressivas em torno da linha de discordância.
2.3. Contornos de grão
Um contorno de grão pode ser definido como uma
“fronteira” entre duas regiões com direções
cristalográficas diferentes. Os contornos de grão podem ser
qualificados quanto ao ângulo formado pelas direções
cristalográficas dos grãos adjacentes ao contorno conforme
ilustra a Figura 4.
Figura 4: Exemplos de Contornos de grão (Callister,
2007).
Observa-se que, quando o ângulo formado é pequeno
(menor que 15°) o contorno é denominado de baixo ângulo.
Por outro lado, se o ângulo for grande (maior que 15°) o
contorno é classificado como de alto ângulo. Como os
contornos de alto ângulo possuem uma maior desordem ao seu
16
redor comparado ao de baixo ângulo, tem-se que contornos de
alto ângulo armazenam maior energia em seu interior, ou
seja, são mais energéticos.
Um tipo especial de contorno de grão é o contorno de
macla. Este contorno possui uma simetria que lembra imagem
de espelho nos átomos ao longo do contorno. Conforme se
pode observar na Figura 5, para o contorno tipo Macla a
desorientação dos átomos é muito baixa, comparada aos casos
anteriores, e pode-se concluir que este tipo de contorno é
menos energético.
Figura 5: Exemplo de Contorno de Macla (Callister,
2007).
2.4. Microdureza Vickers
Ensaios de dureza são bastante importantes porque,
dentre os principais motivos, são simples, baratos, não
causam quebra do material analisado e pelo fato de outras
propriedades mecânicas poderem ser, com frequência,
estimadas pela medida de dureza. Nos ensaios de dureza, um
penetrador, de tamanho e formas definidas, é forçado, por
um tempo e carga definidos, sobre a superfície do material
a ser analisado. A dureza é medida tomando-se o tamanho da
17
marca, identação, que o penetrador deixou sobre o material
(Callister, 2007).
Esta propriedade pode ser analisada com o uso de
penetradores pequenos, é o caso da medida de microdureza. A
diferença entre a medida de microdureza e da dureza é a
escala utilizada. Na microdureza o penetrador e,
consequentemente, a identação são bem menores. Isto pode
ser visto como vantagem, por que a amostra a ser analisada
pode ser pequena. Outra diferença é a de que as cargas
aplicadas na microdureza são menores comparadas às
aplicadas na medida de dureza (Callister, 2007).
O uso de microdureza requer tratamentos especiais na
superfície do material como lixamento e polimento para
melhor visualização da identação. Também, pelo fato da
identação ser muito pequena, é necessário o uso de
microscópio para se tomar as medidas de suas dimensões
(Callister, 2007).
Na medida de Microdureza Vickers é utilizado um pequeno
penetrador de diamante no formato de uma pirâmide de base
quadrada. Na Figura 12 é mostrado, em forma esquemática, o
penetrador e a identação produzida no material. O valor da
microdureza é calculado, com a Equação 3(Callister, 2007) e
é um valor em função da dimensão da identação (d; na
Equação 3: [d] = mm) e da carga aplicada (P); na Equação 1:
[P] = kg) (Callister, 2007).
Figura 6: Em Microdureza Vickers: (a) Penetrador (b)
Identação
18
(1)
2.5. Propriedades magnéticas
Os átomos são constituídos por um núcleo positivo,
basicamente composto por prótons (partículas de carga
positiva) e nêutrons (partículas sem carga elétrica). Ao
redor deste núcleo denso orbitam os elétrons (partículas de
carga negativa). Este movimento gera uma pequena corrente
elétrica e, vinculado a esta, um pequeno momento magnético.
Outra fonte de geração de momento magnético nos átomos está
ligada ao movimento que o elétron dá em torno de si mesmo,
conhecido como spin. O conjunto destes momentos forma o
momento magnético total que um elétron possui, ou seja,
cada elétron pode ser considerado como um pequeno imã. Esta
propriedade é esquematizada na Figura 7(Callister, 2007).
Figura 7: Esquema de geração de momento magnético por
um elétron (Callister, 2007).
19
A soma dos pequenos campos magnéticos gerados por cada
elétron de cada átomo gera um campo global para o material
como um todo. Este campo magnético total pode ser nulo, se
os momentos de cada elétron se cancelarem mutuamente, ou
não nulo, gerando um campo magnético próprio de ímãs
permanentes. Os tipos de magnetismo variam conforme o
arranjo dos momentos magnéticos dos elétrons e podem ser
designados por três categorias: paramagnéticos,
diamagnéticos e ferromagnéticos (Callister, 2007).
2.5.1. Diamagnetismo e paramagnetismo
Dentre as categorias de magnetismo, a mais “fraca” é a
dos materiais diamagnéticos. Os materiais diamagnéticos
somente apresentam propriedades magnéticas quando é
induzido um campo magnético externo sobre o material. O
momento magnético gerado é muito pequeno e é produzido pela
movimentação dos momentos magnéticos dos elétrons nos
átomos, que originalmente não possuem magnetização. Os
átomos, recém magnetizados, orientam seus momentos
magnéticos em sentido oposto ao campo externo aplicado. A
Figura 8 (a) representa o comportamento de um material
diamagnético na presença e ausência de um campo magnético
externo (Callister, 2007).
Diferentemente do caso anterior, os átomos dos
materiais paramagnéticos possuem um momento magnético
resultante diferente de zero, devido ao não cancelamento
total dos momentos magnéticos de seus elétrons (há elétrons
desemparelhados). Entretanto, os momentos magnéticos dos
átomos estão orientados aleatoriamente dentro do material,
por isto, este tipo de material, assim como no caso dos
diamagnéticos, somente apresenta propriedades magnéticas na
presença de um campo magnético externo. Quando há um campo
magnético externo atuando sobre o material, os momentos
20
magnéticos de cada átomo se alinham ao campo externo
produzindo um campo magnético de mesma direção do campo
externo e de maior amplitude em relação ao gerado por um
material diamagnético. Este comportamento se encontra
esquematizado na Figura 8 (b) (Callister, 2007).
Como visto anteriormente, os materiais diamagnéticos e
paramagnéticos somente apresentam magnetização na presença
de um campo magnético externo e, por este motivo, são
considerados não magnéticos (Callister, 2007).
Figura 8: Comportamento de um material (a) Diamagnético
e (b) Paramagnético na presença e ausência de um campo
magnético externo (Callister, 2007).
21
2.5.2. Ferromagnetismo
Os materiais Ferromagnéticos apresentam momento
magnético resultante diferente de zero, mesmo na ausência
de um campo magnético externo. O ferromagnetismo é presente
em metais de transição, como, por exemplo, o ferro (Fe), o
cobalto (Co), o níquel (Ni) e alguns lantanídeos (terras
raras) como o gadolínio (Gd) (Callister, 2007).
Os momentos magnéticos dos materiais ferromagnéticos
podem chegar a valores altos, sendo que o máximo valor
(magnetização de saturação) ocorre quando todos os momentos
magnéticos de seus átomos se encontram orientados na mesma
direção e sentido (Callister, 2007).
2.5.3. Domínio magnético e paredes de domínio
Quando um material é aquecido, há um aumento na
desorganização com relação às orientações dos momentos
magnéticos e, por consequência, uma diminuição das
propriedades magnéticas do material, como, por exemplo, a
magnetização de saturação. Esta tendência ocorre até que a
magnetização de saturação decai abruptamente para zero na
temperatura que é conhecida como Temperatura de Curie (Tc).
Por outro lado, a maior magnetização de saturação ocorre na
temperatura de 0k (zero Kelvin), ou seja, quando não há
vibrações atômicas (Callister, 2007).
Todo material ferromagnético, em temperatura inferior à
Tc, possui regiões volumétricas nas quais todos os momentos
magnéticos possuem mesma direção e sentido. Estas regiões
são chamadas de domínios magnéticos; na Figura 8 tem-se a
representação de três domínios magnéticos. Os domínios
magnéticos são separados entre si por paredes de domínio,
locais onde a direção do momento magnético varia
22
gradualmente, conforme ilustra a Figura 9 (Callister,
2007).
Figura 9: Representação de domínios magnéticos
(Callister, 2007).
Figura 10: Representação esquemática de uma parede de
domínio (Callister, 2007).
O material somente será considerado magnetizado se a
soma ponderada entre os momentos magnéticos dos domínios e
seus volumes for diferente de zero. Os domínios normalmente
são microscópicos e, em materiais policristalinos, pode
haver mais de um domínio por grão (Callister, 2007).
23
2.5.4. Histerese
Para melhor entendimento desta propriedade magnética
pode-se usar um exemplo hipotético. Neste exemplo, toma-se
um material ferromagnético inicialmente não magnetizado, a
soma ponderada dos momentos magnéticos de seus domínios é
igual à zero. Aplica-se a este material um campo magnético
externo com intensidade variável, principiando-se de zero e
subindo gradualmente seu valor até que a magnetização de
saturação ser atingida. Se a magnetização do material (B)
for registrada em função do valor do campo magnético
externo (H) ter-se-ia um gráfico similar ao apresentado na
Figura 10 (Callister, 2007).
Figura 11: Gráfico mostrando comportamento da
magnetização (B) de um material quando se parte do material
em estado não magnetizado e se aplica um campo magnético
externo (H) que varia de zero até o valor em que seja
atingida a magnetização de saturação do material
(Callister, 2007).
24
Inicialmente (H=0), têm-se domínios magnéticos
orientados aleatoriamente de tal forma a cancelarem
mutuamente seus momentos magnéticos (B=0). À medida que o
campo externo (H) deixa de ser zero e aumenta gradualmente,
pode-se notar que os domínios magnéticos do material se
transformam devido à movimentação das paredes de domínio.
Esta movimentação gera aumento da área dos domínios que se
encontram favoravelmente orientados em relação ao campo
externo, ou seja, aos domínios que estejam quase que
alinhados com o campo externo. A área do domínio
favoravelmente orientado cresce consumindo os demais
domínios. Isto ocorre até que se atinja um valor de H em
que haja apenas um único domínio magnético no material
inteiro, este domínio apresenta uma orientação quase que
alinhada com o campo externo. Por fim, a magnetização de
saturação (MS=BS) ocorre quando este domínio único “gira”
seu momento magnético, tornando sua orientação idêntica à
do campo externo. A partir deste ponto a magnetização passa
a ser constante e, portanto, independente do valor de H
(Callister, 2007).
Continuando os procedimentos, se reduzirmos o campo
magnético externo, até que este se torne nulo novamente,
ocorre que a continuação do gráfico não é coincidente com a
parte já ilustrada na Figura 10. Nota-se uma defasagem da
magnetização (B) em relação ao campo magnético aplicado
(H), a este fenômeno dá-se o nome de Histerese. O fenômeno
de histerese ocorre como se houvesse uma “inércia” no
material, uma espécie de tendência deste em se manter
magnetizado (Callister, 2007).
Pode-se observar na Figura 11 que, quando o campo
aplicado se torna nulo, a magnetização ainda possui um
valor residual, o que não ocorreria se não houvesse
histerese. Este valor, representado no gráfico por Br, é
denominado de Magnetismo Remanente e, em termos práticos, é
25
o máximo valor de momento magnético que este material pode
apresentar na ausência de campo magnético externo. O
magnetismo remanente é o fator mais evidente que distingue
um material ferromagnético de materiais paramagnéticos e
diamagnéticos, como visto anteriormente (Callister, 2007).
Figura 12: Representação de um Ciclo de Histerese
(Callister, 2007).
Para que o material volte a ter magnetismo nulo é
necessário se aplicar um campo magnético contrário ao
aplicado inicialmente. O gráfico mostra à esquerda do eixo
das ordenadas, valores negativos de H que representam a
aplicação de um campo externo de sentido oposto ao inicial,
o comportamento de B conforme o novo campo aplicado cresce
em módulo. Nota-se que a magnetização do material atinge
valor nulo somente quando o campo aplicado atinge, em
módulo, um valor HC. HC é conhecido como campo coercivo e é
um importante fator na determinação de propriedades
microestruturais em materiais. Aumentando-se, em módulo, o
26
valor do campo aplicado haveria a formação de um novo valor
de saturação magnética, só que na direção oposta ao do
primeiro caso. O mecanismo observado quando se sai do ponto
S‟ e vai para S é exatamente igual ao de S para S‟, isto
gera um gráfico simétrico com apenas um valor para HC e um
valor para Br (Callister, 2007).
2.5.5. Campo coercivo e microestrutura
O campo coercivo (Hc) é um dos parâmetros magnéticos
mais utilizados para a detecção de mudanças
microestruturais em diferentes materiais (Guerenu; Arizti;
Gutiérrez, 2004; Oyarzábal et al., 2007). A coercividade
reflete a intensidade de aprisionamento das paredes dos
domínios magnéticos, sendo fortemente afetada pelo tamanho
de grão (d) e densidade de discordâncias (ρ). Considerações
teóricas e experimentais indicam que (Guerenu; Arizti;
Gutiérrez, 2004; Oyarzábal et al., 2007):
√ (2)
(3)
Essas equações refletem o fato de que o aumento na
densidade de discordâncias e o decréscimo de tamanho de
grão acarretam um maior aprisionamento das paredes dos
domínios e, portanto, aumentam a coercividade do material.
No que se refere à transformação martensítica induzida
por deformação nos aços inoxidáveis austeníticos, como
observado por Mumtaz e colaboradores (2004), essa
transformação afeta a forma do laço de histerese do
material, bem como sua magnetização de saturação e campo
27
coercivo. Mumtaz e colaboradores (2004) observaram que a
transformação martensítica leva a um aumento na
magnetização de saturação do material e a uma diminuição do
campo coercivo (Mumtaz et al., 2004). Este comportamento
não usual do campo coercivo tendo-se em vista as equações 2
e 3 sendo atribuído a efeitos de forma e distribuição da
fase martensítica nos aços inoxidáveis (Mumtaz, 2004 et al,
2004).
2.6. Difração de raios X
Os raios X são ondas eletromagnéticas que possuem
comprimentos de onda na faixa do espaçamento interatômico
nos sólidos. Por este motivo, os raios X podem ser
empregados na determinação de estruturas cristalinas e na
distância entre seus átomos. Quando um feixe de raios X
incide sobre um material, parte do feixe é disperso
aleatoriamente pelos átomos do material, porém parte pode
ser refletida de forma mais regular, como ilustrado na
figura 13.
A figura 13 mostra dois feixes de raios X,
monocromáticos, incidindo sobre dois planos atômicos de um
material cristalino. Pode-se concluir que o feixe 2
percorre um caminho ligeiramente maior que o feixe 1, uma
distancia igual à soma dos comprimentos dos segmentos de
reta e . Se esta distância for igual a um número
inteiro de comprimentos de onda do raio empregado e
considerando que os feixes incidentes são coerentes (em
fase), os feixes refletidos também serão coerentes e
ocorrerá interferência construtiva entre estes, resultando
em um feixe mais intenso. Sendo "n” qualquer número
inteiro, pode-se relacionar a distância entre os planos
atômicos, representada por “d”, o comprimento de onda dos
raios X empregados, representado por “λ” e o ângulo de
incidência do feixe sobre a amostra, representado por “θ”,
28
conforme a equação 4, que representa a Lei de Bragg
(Callister, 2007).
Figura 13: Difração de raios X por planos de átomos
(Callister, 2007).
(4)
Em um difratômetro de raios X o material é submetido a
um feixe de raios X, monocromático, variando-se o ângulo de
incidência desse feixe sobre a amostra. Um pico é detectado
pelo sistema toda vez que a Lei de Bragg é satisfeita. A
figura 14 ilustra o esquema de funcionamento de um
difratômetro de raios X. A amostra é posicionada na placa
S, um emissor de raios X representado por “T” é fixo,
enquanto um receptor, representado por “C”, se move ao
redor do ponto “O”. Para cada ângulo θ que a placa “S” se
move, o receptor “T” se move de um ângulo θ, para poder
captar os feixes de raios X refletidos. Um aparelho
registra a intensidade do raio refletido em função do
29
ângulo de giro do receptor ( θ ), gerando um gráfico
semelhante ao encontrado na figura 15, o qual é chamado de
difratograma de raios X. Os picos de intensidade ocorrem
nos ângulos de incidência que satisfazem a lei de Bragg
Figura 14: Esquema de funcionamento de um difratômetro
de raios X (Callister, 2007)
Figura 15: Padrão de difração (difratograma) para uma
amostra de chumbo pulverizado (Callister, 2007).
2.7. Taxa de corrosão
Taxa de corrosão é um número que descreve a quantidade
de massa que um corpo de prova perde, devido à corrosão,
por unidade de tempo e por unidade de área exposta ao meio
corrosivo. A taxa de corrosão de um material varia conforme
o reagente corrosivo ao qual o corpo de prova será exposto,
30
temperatura, pressão e presença ou ausência de agitação
(movimentação) do meio. Por este motivo, precisam ser
definidos quais serão os parâmetros que definem as
condições do meio utilizado no ensaio de corrosão para se
determinar a taxa de corrosão de um determinado material
(Gentil, 1982).
Existem diversas formas de serem efetuados ensaios de
corrosão, dependendo da finalidade do ensaio. Pode-se
utilizar iguais condições do meio corrosivo ao qual o
material deverá estar submetido durante seu uso, sendo este
ensaio conhecido como “de campo”. Um ensaio de campo pode
ser realizado em água do mar, no solo ou pela simples
exposição à atmosfera, dependendo de onde e como o material
analisado será empregado. Estes tipos de ensaio apresentam
elevada duração, porém permitem uma melhor avaliação do
modo como o meio corrosivo ataca o material metálico,
devido às condições empregadas no teste serem idênticas às
de processo. Devido a esta vantagem, os ensaios de campo
são mais vantajosos na escolha de um material ideal para
ser usado em determinado fim ou para se determinar a
eficiência de medidas anticorrosivas (Gentil, 1982).
Outro tipo de ensaio de corrosão utilizado é
classificado como “de laboratório”. Este tipo de ensaio
utiliza meios que tentam reproduzir as condições do meio ao
qual o material será exposto durante sua utilização. Um
exemplo deste tipo de teste é o ensaio de névoa salina
(salt spray). Neste teste é utilizada uma névoa de cloreto
de sódio para reproduzir as condições de uma atmosfera
marinha dentro do laboratório. A grande falha deste teste
está no fato de o ambiente marinho não conter apenas
cloreto de sódio e, também, pelo fato de as condições
físicas do ambiente (como temperatura, pressão, incidência
de raios UV, etc.) não serem idênticas as reais. Por este
motivo os ensaios de laboratório podem apresentar
31
resultados diferentes aos obtidos em campo. Para evitar
este tipo de erro pode ser utilizado um corpo de prova de
um material já conhecido, que já passou por testes em
campo, e colocá-lo no mesmo meio em que o “novo” material
será testado, comparando o efeito corrosivo entre estes.
Embora o método ideal para se fazer um ensaio de corrosão é
o de campo, o elevado tempo necessário para sua execução
pode inviabiliza-lo. A praticidade e rapidez são os
principais trunfos dos ensaios de laboratório e a razão de
seu emprego em substituição a testes de campo (Gentil,
1982).
Para se determinar a taxa de corrosão é necessário se
preparar um corpo de prova com massa e área superficial
conhecidas. Este corpo de prova passará por um ensaio de
corrosão adequado. Após o ensaio o corpo de prova é limpo
para total remoção dos produtos de corrosão formados e,
então sua massa é novamente medida. A diferença de massa,
antes e após o teste de corrosão, por unidade de área
exposta ao meio corrosivo e por tempo de ensaio resultará
na taxa de corrosão (Gentil, 1982).
Embora este procedimento seja simples de ser executado,
somente pode ser utilizado em casos de corrosão uniforme,
não se aplicando para corrosões localizadas, como
puntiformes e intergranular, por exemplo (Gentil, 1982).
2.8. Curvas de Polarização
Dentre os testes de corrosão conhecidos, o teste de
polarização se destaca devido à sua ampla gama de
aplicações: na avaliação de ligas, avaliação de
revestimentos, no estudo de corrosão localizada, etc. Neste
método utiliza-se uma célula eletroquímica contendo o meio
corrosivo e três eletrodos, o eletrodo de trabalho
32
(material a ser estudado), um contra-eletrodo e um eletrodo
de referência. O potencial do eletrodo de trabalho é
variado em relação ao de referência e é medida a corrente
fluindo entre o eletrodo de trabalho e o contra-eletrodo. A
relação Potencial-Corrente constitui a curva de
polarização. A figura 16 mostra o formato típico de uma
curva de polarização de um material que pode ser passivado.
O valor indicado por Ecor representa o potencial do
material, quando não há nenhuma corrente fluindo através
dele. Ecor também é conhecido como potencial de corrente
nula.
Logo acima do valor de Ecor, há linearidade entre o
potencial e o logaritmo da densidade de corrente. O mesmo
vale para a região logo abaixo do valor de Ecorr. Estas
partes do gráfico são conhecidas como retas de Tafel.
Quando é feita a extrapolação destas retas, conforme é
ilustrado em linhas vermelhas na figura 16, encontra-se o
valor de icorr. icorr é o valor de densidade de corrente no
ponto de intersecção das retas de Tafel; este valor é
conhecido como densidade de corrente de corrosão (Gentil,
1982).
Outro fator relevante em testes de corrosão é o
potencial de circuito aberto. Potencial de circuito aberto
é a diferença de potencial entre o eletrodo de trabalho e o
eletrodo de referência quando o sistema não está
polarizado, ou seja, quando não há um potencial externo
sendo aplicado (Gentil, 1982).
Um material pode adquirir passividade pela formação de
filme superficial, geralmente de óxidos, que o protege da
corrosão. Esta camada pode ser formada em meios
convenientes ou por polarização anódica, conforme mostrado
na figura 16. Um material passivo possui potencial de
eletrodo mais nobre e maior resistência à corrosão do que o
esperado caso não houvesse passivação (Gentil, 1982).
33
Figura 16: Exemplo de curva de polarização (modificado
Gentil,1982)
Aços inoxidáveis são exemplos de materiais passiváveis.
A figura 17 mostra curvas de polarização do aço AISI 304L
SS obtidas experimentalmente. Na obtenção destes
resultados, foi empregada solução de ácido sulfúrico como
meio corrosivo e as amostras do aço testadas possuíam
diferentes graus de laminação a frio. Observa-se semelhança
entre as curvas experimentais (Figura 17) e a teórica
(Figura 16), sendo a região de passivação dos gráficos
entre 0 e 800mV/ECS, aproximadamente. Nota-se diferença
entre as correntes na região passiva em função deformação
do material.
34
Figura 17: Curvas de polarização em solução de H2SO4 de
um aço AISI 304L SS (1) não deformadas, (2) com 30% de
laminação a frio, e (3) 90% de laminação a frio (B. Ravi et
al., 2005).
2.9. Potenciostato
A figura 18 esquematiza um potenciostato, aparelho
utilizado na obtenção de curvas de polarização. Nesta
representação o eletrodo de referência é separado da célula
eletroquímica por uma ponte salina para que a solução deste
não contamine o meio de trabalho (Gentil, 1982).
35
Figura 18: Esquema do sistema de polarização a
potencial controlado (Gentil, 1982)
O esquema representado na figura 18 é de um
potenciostato utilizado para se construir curvas
potênciodinâmicas. Neste caso, um controlador regula
automaticamente o potencial enquanto que a corrente
elétrica é lida e registrada. Com este tipo de montagem
pode-se varrer extensões predeterminadas de potencial
(Gentil, 1982).
Uma complementação aos testes de polarização é a
espectroscopia de impedância eletroquímica. Esta técnica é
muito útil quando o eletrodo está recoberto por um filme de
alta resistência, já que para estes casos, a polarização
não apresentaria resultados, pois geraria uma curva de
polarização reta, paralela ao eixo dos potenciais, e com
valores praticamente nulos de corrente elétrica. Com o
advento da técnica de impedância eletroquímica pode-se,
então, estudar as propriedades eletroquímicas de filmes de
36
tinta ou de outras camadas protetoras que possam ser
aplicadas ou se formem na superfície dos metais, como no
caso de passivação do material (Gentil, 1982).
Uma película resistente ao redor do eletrodo faz com
que sua interface se comporte como um capacitor com
capacitância C. A impedância (Z) deste capacitor pode ser
determinada pela equação 5 (Gentil), onde w é a frequência
do sinal elétrico utilizado e j é a unidade imaginária.
Quando se substitui a corrente contínua por corrente
alternada com elevada frequência, tendendo ao infinito, a
impedância do capacitor será basicamente nula. Esta é à
base do funcionamento da impedância eletroquímica. Para
este tipo de teste, utiliza-se o potenciostato,
esquematizado na figura 18, e um analisador de resposta em
frequência. É aplicado ao eletrodo de trabalho um sinal
senoidal de potencial de uma dada frequência e lida a
resposta em corrente. Determina-se então a impedância,
razão entre o sinal de potencial e a resposta em corrente.
(5)
2.10. Textura cristalográfica
Um material é dito policristalino quando é composto por
muitos grãos. Nestes materiais, os grãos podem possuir
orientações cristalográficas aleatórias, em relação a um
sistema de coordenadas. Contudo, na maioria dos casos, os
grãos apresentam orientações cristalográficas
preferenciais, ou seja, existe uma grande concentração de
grãos com orientações cristalográficas similares. Neste
caso, é dito que o material possui textura (Padilha;
Siciliano Jr., 2005).
37
De uma forma simplificada, existem dois tipos
principais de textura: textura de fibra e textura de chapa,
conforme ilustra a figura 19 (Padilha; Siciliano Jr.,
2005).
Figura 19: Tipos principais de textura: (a) textura do
tipo fibra, (b) textura tipo chapa (Padilha; Siciliano Jr.,
2005).
A textura de fibra é encontrada tanto em fibras
naturais, como em artificiais. Também pode ocorrer em
materiais que foram conformados de maneira que as forças
aplicadas a ele tem simetria rotacional com relação a um
eixo (materiais extrusados, por exemplo). Conforme se pode
observar pela figura 19 (a), este tipo de textura ocorre
quando muitos grãos possuem determinada família de direções
cristalográficas, <uvw>, orientadas quase que paralelamente
em relação a um eixo, chamado eixo de fibra (Padilha;
Siciliano Jr., 2005).
A textura de chapa, por outro lado, ocorre quando
muitos grãos possuem uma família de planos
38
cristalográficos, hkl, paralela à superfície da chapa e
com uma direção, <uvw> (contida nestes planos), paralela à
direção de laminação. Nota-se que, para este caso de
textura, não há a liberdade rotacional observada na textura
do tipo fibra. A notação para a representação de textura do
tipo chapa é hkl <uvw>, denominada orientação ideal.
Algumas orientações ideais possuem nomes específicos como,
por exemplo: cubo W 100 <001>, Goss 011 <100>, cobre C
211 <111>, cubo rodado WRD 250 <001>, entre outras.
Além de chapas laminadas, a textura do tipo chapa também
pode ser encontrada em tubos extrudados e arames achatados
(Padilha; Siciliano Jr., 2005).
2.10.1. Função de distribuição de orientações – ODF
Uma forma de se representar a textura de um material é
por meio de uma função de distribuição de orientações dos
cristalitos, grãos, do inglês “crystallite orientation
distribution function” ou simplesmente ODF. Com as ODFs,
pode-se saber qual a frequência que determinada orientação
cristalográfica ocorre em um material. As ODFs são
representadas em um espaço tridimensional que é definido
por três ângulos, chamados de ângulos de Euler. Existem
dois sistemas de notação para os ângulos de Euler. O mais
utilizado é o método proposto por Bunge, que utiliza os
ângulos φ1, ϕ e φ2 (Padilha; Siciliano Jr., 2005). Para
melhor entendimento sobre os ângulos de Euler, será dado um
exemplo que foi extraído de um site da internet. Neste
exemplo são determinados os ângulos de Euler para uma dada
orientação cristalográfica (Alumatter, 09/2012).
Na figura 20 é representada uma chapa laminada de onde
é destacada uma célula unitária de um grão qualquer. Na
figura são representadas as direções de: laminação (RD),
transversal (TD) e normal (ND). Para se determinar os
39
ângulos de Euler para este grão será necessário alinhar o
sistema de coordenadas da célula unitária do grão (x, y, z)
com o sistema de coordenadas A, B e C. Este segundo sistema
de coordenadas possui o eixo "A" paralelo à direção de
laminação. Para que este alinhamento ocorra, serão feitas
três rotações consecutivas na célula unitária do cristal.
Cada rotação gerará um ângulo de Euler (Alumatter,
09/2012).
Figura 20: Exemplo extraído da internet sobre a
determinação dos ângulos de Euler (Alumatter, 09/2012).
Primeiramente a célula unitária será rotacionada em
torno do eixo z até que o eixo x esteja paralelo ao plano
AB, como mostrado na figura 21. O ângulo de rotação
necessário para este alinhamento é o φ1. Para melhor
visualização, a figura 21 mostra a célula unitária em
posições diferentes de rotação, até que o alinhamento
40
ocorre, como mostra a figura 21 (c). Neste exemplo,
(Alumatter, 09/2012).
Figura 21: De (a) para (c), sequência mostrando rotação
da célula unitária para a obtenção do ângulo φ1 (Alumatter,
09/2012).
Em seguida, rotaciona-se a célula unitária em torno de
seu eixo x até que o eixo z fique paralelo ao eixo C, como
mostra a figura 22 (c). O ângulo de rotação para que este
segundo alinhamento ocorra é ϕ. A figura 22 esquematiza
esta rotação. Neste exemplo, (Alumatter, 09/2012).
(a) (b)
(c)
41
Figura 22: De (a) para (c), sequência mostrando rotação
da célula unitária para a obtenção do ângulo ϕ (Alumatter,
09/2012).
Por fim, a célula unitária será rotacionada em torno de
z até o completo alinhamento dos sistemas de orientação,
como mostrado na figura 23 c. Este ângulo de rotação, por
sua vez, é ϕ2. A figura 23 ilustra este procedimento. Neste
exemplo (Alumatter, 09/2012).
(a) (b)
(c)
42
Figura 23: De (a) para (c), sequência mostrando rotação da
célula unitária para a obtenção do ângulo φ2, até o completo
alinhamento dos sistemas de coordenadas, como mostrado em (c)
(Alumatter, 09/2012).
Agora, que se sabem todos os ângulos de Euler desta
orientação cristalográfica ( , , ), falta
apenas obter sua representação gráfica no espaço de Euler.
Na figura 24 está esquematizado o espaço de Euler; a
representação gráfica da orientação cristalográfica deste
(a) (b)
(c)
43
exemplo é o ponto gerado pelo cruzamento entre os planos
violeta, rosa e verde (Alumatter, 09/2012).
Figura 24: Representação de orientação cristalográfica
no espaço de Euler. Neste exemplo os ângulos de Euler são:
, e (Alumatter, 09/2012).
Como uma imagem tridimensional nem sempre é de simples
interpretação, o espaço de Euler é dividido conforme mostra
a figura 25. Entre cada divisão há um passo de 5° para o
ângulo φ2. Os planos obtidos por estas divisões são,
então, colocados lado a lado, conforme ilustra a figura 26.
A orientação cristalográfica deste exemplo é representada
por um ponto na figura 26, em uma grade chamada de função
de distribuição ou ODF (Alumatter, 09/2012).
44
Figura 25: Divisões do espaço de Euler para que seja
possível sua representação em um plano (Alumatter,
09/2012).
Figura 26: Representação do espaço de Euler em um
plano. O ponto representa a direção cristalográfica com os
ângulos de Euler iguais a: , e
(Alumatter, 09/2012).
45
3. Materiais e métodos
3.1. Material
Uma placa de aço AISI 304 com 4 mm de espessura foi
gentilmente cedida pela Aperam South America (ex-Acesita,
Timótio – MG). A tabela 1 mostra a composição química deste
aço.
Tabela 1: Composição química nominal do aço AISI 304
(em %p para todos os elementos, exceto N e O que estão com
suas concentrações em ppm).
C Mn Si P S Cr Ni Mo Al
0,0466 1,182 0,397 0,03 0,0015 18,0891 8,07 0,04 0,0016
Cu Co V Nb Ti Sn W N O
0,077 0,154 0,0411 0,0132 0,0033 0,0063 0,0147 507 29
O material foi laminado a frio até uma redução de 71%
de sua espessura. Este procedimento foi executado no campus
2 da Escola de Engenharia de Lorena (EEL - USP). Amostras
tiveram suas espessuras reduzidas de 20, 40, 60 e 71%. Para
estas amostras e para o material como recebido, foram
efetuados diversos testes.
3.2. Microdureza Vickers
O primeiro passo na obtenção das amostras para os
testes de microdureza, por uma questão de facilidade de
manuseio, foi cortar em pequenos retângulos, de
aproximadamente 2 cm por 1 cm, para cada grau de laminação.
46
Estes cortes foram realizados com o uso de uma serra
manual.
Em seguida, estes retângulos foram cortados conforme
esquema ilustrado na figura 27, sendo os cortes
representados pelas linhas azuis. Para esta tarefa,
utilizou-se uma cortadeira de baixa velocidade com disco de
diamante Isomet-1000 da Buhler. O corte foi feito de modo
que o valor de “x” fosse visivelmente maior que a espessura
da amostra, que é perpendicular ao plano da figura 27, para
que não houvesse confusão posterior quanto à direção de
laminação. O valor de “y” foi de aproximadamente 5 mm,
distância que garante que não existem deformações
ocasionadas pelos cortes de serra na superfície analisada.
Figura 27: Esquema de cortes para obtenção das amostras
para testes de microdureza.
As amostras foram embutidas em resina fenólica de modo
que a face de corte obtida a partir da cortadeira de disco
diamantado com dimensões “x” por “Espessura da Chapa” (e)
ficasse exposta. A Figura 28 mostra, esquematicamente, como
a amostra ficou embutida na resina.
47
Figura 28: Amostra embutida em resina Fenólica.
Após ser embutida, a amostra foi lixada em uma politriz
Arotec Aropol 2V. Utilizou-se para este processo três
granaturas de lixas: primeiro utilizou-se lixa 800, seguida
de 1200 e, para finalizar, lixa de 2400. Todas as amostras
foram lixadas com os três tipos de lixa e na ordem
apresentada. As amostras, previamente lixadas, foram
polidas utilizando-se OP-S como solução de polimento. A
politriz utilizada para polimento foi a mesma que a
empregada para lixar as amostras.
Após preparação metalográfica, foi medida a microdureza
Vickers do material, utilizando-se de um microdurômetro
Micromet 2004. O aparelho foi ajustado para aplicar uma
carga de 200 gf, por um período de 30 s, no material. As
identações foram medidas e o valor de microdureza foi
calculado pelo software do computador embutido ao
microdurômetro.
As identações aplicadas à amostra se encontram
organizadas em uma linha reta localizada ao longo de seu
comprimento (x), o qual é paralelo à direção de laminação.
Para não haver interferências entre as identações, cada
identação foi separada uma da outra por uma distância
equivalente ao tamanho de três identações. Esta distância
também foi empregada com relação à primeira identação e a
borda do material, para não haver interferências com a
mesma, como ilustra a Figura 29. Nesta figura, para melhor
visualização foram esquematizadas apenas três identações.
Ao total foram feitas treze identações para cada amostra, a
48
partir das quais foi obtido o valor médio de microdureza
para cada amostra e seu respectivo desvio padrão.
Figura 29: Esquema mostrando amostra com três
identações.
3.3. Medidas de magnetização
As amostras relativas aos testes de magnetização foram
obtidas juntamente com as amostras de microdureza. A figura
30 representa, esquematicamente, os cortes efetuados para
se obter as amostras de magnetização, representados em
vermelho para contrastar com os realizados anteriormente.
Conforme ilustrado na figura 30, as amostras de
magnetização têm, aproximadamente, as dimensões 1mm x 5mm x
e, onde “e” é a espessura. A maior dimensão da amostra foi
obtida paralela à direção de laminação.
Figura 30: Esquema de cortes para obtenção das amostras
para os testes de magnetização.
49
Foram obtidas curvas de magnetização utilizando-se um
magnetômetro de amostra vibrante (VSM) da EG &G Princeton
Applied Research, instalado no Instituto de Física da USP.
Nestas medidas o campo magnético foi aplicado paralelamente
à direção de laminação e seu máximo valor foi de 16 kOe. Os
laços de histerese foram obtidos em temperatura ambiente
utilizando-se as seguintes razões para variação do campo
aplicado: 0,4 kOe/min para |H| < 0,5 kOe; 1,8kOe/min para
0,5 kOe < |H| < 5 kOe e 10 kOe/min para 6 kOe < |H| < 16
kOe. Utilizando-se este protocolo o campo coercivo foi
obtido, a partir dos laços histerese, com uma precisão de
±5 Oe.
3.4. Difração de raios X
Amostras de 2 cm por 1 cm foram cortadas com o uso de
serra manual, com a maior dimensão paralela à direção de
laminação. Em seguida estas amostras foram desbastadas até
a metade de sua espessura com o uso de plaina ou retífica.
As superfícies geradas pela plaina ou retífica foram
preparadas metalograficamente, da mesma forma que as
amostras utilizadas para microdureza. Para possibilitar o
manuseio das amostras, elas foram fixadas em suportes
metálicos com cola. Após preparação metalográfica e antes
de serem executadas as análises, as amostras foram
removidas de seus suportes e limpas com acetona.
As medidas de difração de raios X foram feitas
utilizando-se um difratômetro de raios X da marca
Panalytical, modelo Empyrean, com radiação CuK alfa,
intervalo angular de 20 a 100 graus, passo angular de 0,02
graus e tempo de contagem de 15 s. A quantidade de
martensita formada para cada grau de deformação pôde ser
obtida comparando-se as intensidades das reflexões
50
relativas às fases de austenita e martensita. Nestes
experimentos o parâmetro “n” mostrado na equação 4 (lei de
Bragg) foi considerado igual a um (n=1).
3.5. Ensaios de corrosão
3.5.1. Meios corrosivos aplicados
Foram utilizados meios corrosivos equivalentes tanto
para os testes eletroquímicos quanto para os testes de
perda de massa. Trataram-se de soluções de H2SO4 (5 e 10%p)
e de NaCl (3,5%p; semelhante à concentração de NaCl na água
do mar). Todos os testes foram realizados à temperatura
ambiente.
3.5.2. Testes por perda de massa
As amostras utilizadas nos testes de corrosão por perda
de massa foram obtidas através de cortes executados com
serra manual. Elas possuíam dimensões de aproximadamente 3
cm por 1 cm. Após serem cortadas, as amostras foram furadas
para que pudessem ser penduradas por fios de teflon. Antes
de serem executados os testes, as amostras foram lixadas
com lixas de gramatura 600 para que se obtivesse uma melhor
uniformidade quanto à superfície das amostras.
As amostras tiveram suas áreas superficiais e suas
massas iniciais medidas. Após serem limpas com água e
detergente, as amostras foram penduradas por fios de teflon
e submersas em meio corrosivo por tempo específico. Por
fim, as amostras foram novamente limpas e suas massas
finais computadas. A figura 31 ilustra esquematicamente o
arranjo que foi montado para a execução dos testes de perda
51
de massa. Cada Becker continha três amostras de mesma
laminação, para que não houvesse possíveis interferências.
Figura 31: Esquema utilizado na realização dos testes de
corrosão por perda de massa.
Para a determinação das taxas de corrosão (T), foi
empregada a fórmula matemática (6) (Gentil, 1982). Onde:
“A” é a área superficial das amostras; “mi” é a massa
inicial das amostras; “mf” é a massa final das amostras;
“t” é o tempo em que as amostras ficaram em contato com o
meio corrosivo.
(6)
3.5.3. Ensaios eletroquímicos
As amostras destinadas aos ensaios eletroquímicos
possuíam dimensões de aproximadamente 1 cm por 1 cm; seu
corte foi executado com uso de serra manual. Estas amostras
foram embutidas em resina a frio de modo que uma das
superfícies com dimensões 1cm por 1 cm ficasse exposta e a
52
outra estivesse em contato com uma haste de cobre. As
hastes de cobre tinham por função conectar as amostras e o
equipamento de análise, para que fossem possíveis leituras
de potencial e a passagem de corrente elétrica. As amostras
foram ligadas às hastes de cobre com uso de solda de
estanho, para facilitar o contato elétrico. Para que a
haste metálica não entrasse em contato com a solução
eletrolítica, ela foi colocada em uma mangueira de silicone
até uma altura suficiente para que não entrar solução entre
o tubo e a haste. Uma representação esquemática de uma
vista lateral de uma amostra embutida é ilustrada na figura
32.
Figura 32: Esquema ilustrando amostra embutida para a
realização de ensaios eletroquímicos.
Antes das amostras embutidas seguirem para a realização
dos testes, elas foram lixadas com lixas de gramaturas 200,
400, 800, 1000, 1200, nesta ordem.
Os testes de polarização e impedância, além da medida
de potencial em circuito aberto, foram efetuados usando o
aparelho Electrochemical Interface SOLARTRON modelo 1287A e
o aparelho Frequency Response Analyser SOLATRON mod. 1260
A, controlado pelo programa Ecorr/Zplot SOLARTRON mod.
125587S. Estes são os mesmos equipamentos utilizados e
procedimentos similares aos realizados por Robin, Martinez
e Suzuki (2012), quando fizeram um trabalho sobre o cobre.
53
3.6. Textura
Para as medidas de textura, foram utilizadas as mesmas
amostras utilizadas para medidas de raios X. Porém, depois
de feitos os ensaios de raios X e antes de serem executadas
estas medidas, foi executado um polimento eletroquímico.
Este polimento visou eliminar deformações oriundas do
lixamento e polimento manuais das amostras. As medidas de
textura foram feitas via difração de raios X num goniômetro
de textura Philips MPD. A radiação empregada foi CuKa. Os
resultados foram analisados usando um software de
computador.
3.7. Microscopia óptica
Para se obter as imagens de microscopia, utilizaram-se as
mesmas amostras que foram utilizadas nos ensaios eletroquímicos.
Para obtenção destas imagens foi utilizado um microscópio
invertido modelo axiovert 40 MAT da marca Zeiss. Estas amostras
foram lixadas e polidas de modo semelhante ao método
empregado com as amostras utilizadas na determinação de
microdureza.
Após o polimento, as amostras sofreram ataque
eletrolítico com uma solução de ácido oxálico 10% p/v. O
ataque foi realizado à temperatura ambiente, com uma ddp de
4,5 V por 30 s. Este ataque foi o mesmo que o empregado por
V.L. Morais (2010) em seu mestrado.
54
4. Resultados e discussão
4.1. Microdureza Vickers
Os valores de microdureza obtidos para cada amostra do
aço AISI 304 e seus respectivos desvios padrões são
representados na figura 33. Pode-se notar que a microdureza
aumenta com a laminação. A princípio, há grande aumento de
microdureza. Contudo, a partir de certo ponto,
aproximadamente 40% de laminação, o valor da microdureza
não é mais tão acentuado.
Os fatores que contribuem para o aumento da microdureza
em consequência da laminação a frio do aço AISI 304 são:
Aumento da densidade de defeitos, discordâncias;
Formação e crescimento da fase martensítica, a
qual é mais dura que a fase austenítica;
Aumento de interfaces no material, em virtude da
formação da fase martensítica.
Os resultados mostrados na figura 33 indicam que,
possivelmente, a partir de 40% de redução não existe um
crescimento substancial de fase martensítica para o aço
investigado.
No que se refere à microdureza, os resultados obtidos
neste trabalho estão em boa concordância com os reportados
na literatura para os aços da família AISI 304.
V. Lima de Moraes (2010) reportou um aumento
progressivo da microdureza de um aço AISI 304 com o aumento
do grau de deformação. Entretanto, a máxima deformação
investigada por ela foi de 30%. I. Mészaros e I. Proházka
(2005) e K. Muntaz e colaboradores (2004) reportaram sobre
a martensita induzida por deformação em aços AISI 304 com
reduções de até 60 e 55%, respectivamente. Uma análise
cuidadosa dos dados reportados nestas duas últimas
55
referências mostra que a inclinação da curva HC x
deformação (%) é alterada para valores elevados de redução.
Ou seja, para altos valores de redução o aumento na
microdureza ocorre de forma menos acentuada, tal como
verificado neste trabalho.
0 10 20 30 40 50 60 70
200
250
300
350
400
450
500
550
Mic
rod
ure
za
Vic
ke
rs (
20
0kg
f; 3
0s)
Deformação (%)
Figura 33: Microdureza Vickers do aço AISI 304 em função da
deformação.
4.2. Medidas de magnetização
A figura 34 mostra os laços de histerese obtidos para o
aço AISI 304 na condição como recebida e para diversos
graus de redução até 71%. A partir dos laços de histerese
foram determinados o campo coercivo (HC) e a magnetização
de saturação (MS).
56
-15 -10 -5 0 5 10 15
-100
-50
0
50
100
M (
em
u/g
)
H (kOe)
0%
20%
40%
60%
71%
Figura 34: Laços de histerese obtidos à partir das amostras
deformadas e da amostra inicial, como recebida.
4.2.1. Campo coercivo
Para a determinação do campo coercivo, os laços de
histerese tiveram sua região central ampliada. A figura
35(a) mostra o laço de histerese obtido a partir da amostra
inicial, sem deformação, enquanto a figura 35(b) ilustra
uma ampliação deste laço.
Para a determinação do campo coercivo foram
determinados os pontos em que a magnetização é nula. Com
isto se obtiveram valores de –HC e +HC, conforme ilustrado
na figura 35(b). A média aritmética do valor absoluto
destes valores foi tomada como sendo o campo coercivo para
a amostra. De forma semelhante, os laços de histerese de
57
todas as amostras foram obtidos. Estes valores estão
representados na figura 36.
Como visto anteriormente, a coercividade está
relacionada ao aprisionamento das paredes de domínios
magnéticos. Ela é afetada pelo tamanho de grão (d) e
densidade de discordâncias (ρ) conforme equações 2 e 3
(Guerenu; Arizti; Gutiérrez, 2004; Oyarzábal et al., 2007),
citadas anteriormente. Isto possivelmente explica o aumento
inicial do campo coercivo. Para menores graus de redução a
laminação induz, ao menos, aumento na densidade de
discordâncias no material, gerando aumento no valor do
campo coercivo. A formação da fase martensítica aumenta,
por sua vez, aumenta o número de interfaces no material.
Este aumento também contribui para o aprisionamento das
paredes de domínios.
-15 -10 -5 0 5 10 15
-6
-4
-2
0
2
4
6
M (
em
u/g
)
H (kOe)
-0,2 0,0 0,2-0,5
0,0
0,5
M (
em
u/g
)
H (kOe)
-HC
HC
Figura 35 (a) laço de histerese da amostra sem deformação;
(b) ampliação da região central do laço representado em
3(b).
(b)
(a)
58
Observando-se a figura 36 nota-se que, a partir de 20 %
de deformação, o valor de campo coercivo passa a diminuir
com o aumento da redução. Isto não contradiz as equações 2
e 3, mas indica que, possivelmente, há a presença de outro
fator que possui maior influência sobre o campo coercivo e
atua no sentido de reduzir seu valor. Este fator, segundo
K. Muntaz e colaboradores (2004), está relacionado ao
formato da martensita formada durante a laminação a frio.
Segundo este artigo, para baixos graus de deformação, a
martensita recém-nucleada tem um formato que lembra ripas
compridas. Possivelmente, o fato de a martensita ter um
formato comprido e estreito tenha um grande papel no
aprisionamento das paredes de domínio, explicando o aumento
inicial de HC.
0 10 20 30 40 50 60 70 80
40
50
60
70
80
90
HC (
Oe
)
% de redução
Figura 36: Valores de campo coercivo HC em função do grau
de laminação.
59
Para maiores graus de deformação, ainda segundo K.
Muntaz e colaboradores (2004), há coalescência entre as
regiões martensíticas. Esta junção faz com que as regiões
martensíticas adquiram um formato de placas. Isto
facilitaria a movimentação das paredes dos domínios
magnéticos, diminuindo o valor de HC com o aumento do grau
de laminação.
Em suma, segundo K. Muntaz e colaboradores (2004), o
comportamento de HC em função do grau de redução em um aço
inoxidável austenítico é ditado pela forma e distribuição
da martensita. Qualitativamente, os resultados mostrados na
figura 36 concordam com os reportados por K. Muntaz e
colaboradores (2004). Eles também observaram um salto em HC
para um aço AISI 304 com redução de 15%. Para maiores graus
de redução eles observaram uma queda no valor de HC, a qual
se tornou menos pronunciada para elevados graus de redução.
Um diferente comportamento de campo coercivo em função
do grau de deformação em um aço AISI 304 foi reportado por
I. Mészáros e J. Prohászka (2005). Apesar de terem
observado um substancial aumento de HC para uma redução de
20%, para maiores graus de redução até 60% o valor de HC
permanece praticamente o mesmo (valor atingido em 20% de
redução). Entretanto, nesta última referência, não foi
fornecida uma explicação para o comportamento de HC.
4.2.2. Magnetização de saturação
Os valores de magnetização de saturação foram obtidos
de modo semelhante ao reportado por L. Zhao e colaboradores
(2001). Para esta determinação foi utilizada a parte do
laço de histerese referente à magnetização inicial da
amostra. Este trecho do laço de histerese se inicia com a
amostra desmagnetizada e segue até a saturação magnética da
60
amostra. Como exemplo, a figura 37 mostra a curva de
magnetização inicial da amostra na condição como recebida
0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17-1
0
1
2
3
4
5
6
M (
em
u/g
)
H (kOe)
Figura 37: Magnetização inicial obtida do laço de histerese
da amostra de partida.
De acordo com diversos artigos (L. Zhao et all, 2001;
Cahn et al. 1983; Goldman, 1959), a dependência da
magnetização inicial em função do campo coercivo, no limite
de aproximação para a saturação do material, pode ser
representado pela equação 7. Nesta fórmula “H” é o campo
magnético externo aplicado ao material e “M” é a
magnetização do material. Os parâmetros “a” e “b” são
parâmetros específicos para cada material.
(
) (7)
61
A equação acima pode ser ajustada para um polinômio de
segundo grau quando se faz as considerações representadas
pelas equações 8 e 9, obtendo-se a equação 10.
(8)
(9)
( ) (10)
Substituindo-se os valores experimentais referentes à
magnetização inicial das amostras na fórmula 9 obteve-se a
figura 38. Os pontos deste gráfico são os dados
experimentais, enquanto que as linhas são os polinômios de
segundo grau que melhor representaram os resultados.
O valor da magnetização de saturação foi determinado
pelo valor de y quando no limite em que x é nulo, já que o
termo independente da equação 9 é MS.
62
0,0 0,5 1,0 1,50
20
40
60
80
100
120
0 %
20 %
40 %
60 %
71 %
y
x
Figura 38: Representação gráfica da equação 9, quando se
aplicou os dados experimentais à esta. As linhas
representam os polinômios de segundo grau que melhor se
ajustam aos dados experimentais.
Desta forma, os valores de magnetização de saturação
obtidos foram então sumarizados na figura 39.
A partir da figura 39 observou-se que a magnetização
de saturação aumenta com o aumento do grau de laminação.
Isto ocorre devido ao fato de que a fração volumétrica de
fase ferromagnética, α‟, aumenta com o aumento da
deformação
Segundo K. Muntaz e colaboradores (2004), uma
magnetização de saturação no valor de 154 emu/g corresponde
a 100% de fase martensitica α‟. Utilizando-se este valor,
pode-se calcular o percentual volumétrico de martensita do
63
tipo α´ (“%α„“) nas amostras investigadas segundo a relação
apresentada pela equação 11.
0 10 20 30 40 50 60 70
0
20
40
60
80
100
120
M
S (
em
u/g
)
Redução (%)
Figura 39:Valores de magnetização de saturação em função da
grau de laminação.
(11)
Na equação 11, “MS“ representa a magnetização de
saturação. Isolando-se o termo “%α„“, obtém-se a equação
12. Substituindo-se os dados de magnetização de saturação
obtidos experimentalmente na equação 12, obteve-se a figura
40.
(12)
64
Assim como esperado, a fração volumétrica de
martensita aumenta com o aumento do grau de laminação. O
maior aumento de deformação de martensita ocorre entre 20 e
40% de redução. A partir de 40% de redução, a transformação
de fase tende a se estabilizar. Este comportamento também
foi observado por K. Muntaz e colaboradores (2004).
0 10 20 30 40 50 60 700
10
20
30
40
50
60
70
80
%
'
Redução (%)
Figura 40: Fração volumétrica de martensita do tipo α ' em
função da laminação.
4.3. Difração de raios X
Os difratogramas obtidos para o aço AISI 304 para
diversos graus de deformação estão representados na figura
41. Para cada um dos difratogramas foram feitas
identificações dos picos referentes aos padrões fornecidos
pelo programa powdercell (P. Villars; L.D. Calvert, 1991;
65
W. Kraus; G. Nolze, 1996). Cada difratograma está
identificado com a sua respectiva deformação. O último
difratograma é o padrão obtido pelo programa powdercell
para uma amostra em forma de pó de um aço 100% austenítico
(P. Villars; L.D. Calvert, 1991; W. Kraus; G. Nolze, 1996),
no decorrer deste texto este difratograma será denominado
“padrão γ“.
Em uma primeira observação, quando se compara os
difratogramas das amostras de 0% e 20% com o padrão γ nota-
se que a amostra de 0% apresenta maior semelhança com o
padrão. Para procurar entender de uma forma mais
sistemática esta semelhança, foram feitos alguns cálculos
com relação às alturas dos picos. Estes cálculos não foram
retirados de alguma fonte na literatura, mas foram
desenvolvidos pelo aluno de TCC para uma melhor compreenção
dos resultados obtidos.
Para este entendimento, as amostras e o padrão tiveram
as alturas de seus picos medidas. Com estas alturas foram
calculadas as tabelas 2, 3 e 4. A tabela 2 representa o
padrão enquanto que as tabelas 3 e 4 representam as
amostras de 0 e 20% de laminação, respectivamente. Nestas
tabelas encontram-se frações que relacionam as alturas dos
picos de cada difratograma. Por exemplo, na tabela 2, o
dado destacado de azul representa a altura do pico
relacionado aos planos da família (220) dividido pela
altura do pico dos planos relacionados à família de planos
(200), para o padrão.
66
40 60 80 100
1500
2000
2500
3000
3500
4000
4500
5000
(10
1)
' (1
10
)
(2
22
)
(3
11
)
(2
00
)
(2
20
)
Inte
nsid
ad
e
2* (°)
0%
(1
11
)
40 60 80 1001500
2000
2500
3000
3500
4000
4500
5000
' (2
11
)
' (1
10
) (3
11
)
(2
00
)
(2
20
)
(1
11
)
20%
Inte
nsid
ad
e
2* (°)
40 60 80 100
1200
1800
2400
3000
3600
4200
4800
' (2
11
)
' (2
00
)
' (1
10
)
(2
20
)
(1
11
)
40%
Inte
nsid
ad
e
2* (°)
40 60 80 100
1500
2000
2500
3000
3500
4000
4500
5000
' (2
11
)
' (2
00
)
' (1
10
)
(2
20
)
(1
11
)
60%
Inte
nsid
ad
e
2* (°)
40 60 80 100
1500
2000
2500
3000
3500
4000
4500
5000
' (2
11
)
' (2
00
)
(2
20
)
71%
Inte
nsid
ad
e
2* (°)
' (1
10
)
40 60 80 100
0
10000
20000
30000
40000
50000
60000
70000
80000
Difratograma de referência
para estrutura do ferro
(22
2)
(31
1)
(22
0)
(20
0)
Inte
nsid
ad
e
2* (°)
(11
1)
Figura 41: Difratogramas obtidos experimentalmente e
difratograma padrão para amostra, em forma de pó, 100%
austenítica (P. Villars; L.D. Calvert, 1991; W. Kraus; G.
Nolze, 1996)
67
Tabela 2: Relações entre as alturas dos picos do
difratograma padrão γ
Padrão γ H2
H1
H1/H2 (111) (200) (220) (311)
(111) 1 2,259 4,745 4,443
(200) 0,443 1 2,1 1,9767
(220) 0,211 0,476 1 0,936
(311) 0,225 0,508 1,068 1
Tabela 3: Relações entre as áreas dos picos do difratograma
obtido pela análise da amostra inicial.
0% H2
H1
H1/H2 (111) (200) (220) (311)
(111) 1 2,084 2,737 2,858
(200) 0,48 1 1,313 1,371
(220) 0,365 0,7262 1 1,044
(311) 0,35 0,729 0,958 1
Tabela 4: Relações entre as áreas dos picos do difratograma
obtido da amostra com 20% de laminação.
20% H2
H1
H1/H2 (111) (200) (220) (311)
(111) 1 1,345 0,806 1,349
(200) 0,744 1 0,599 1,003
(220) 1,241 1,668 1 1,674
(311) 0,741 0,997 0,597 1
Depois de montadas estas tabelas, foram calculados os
módulos das diferenças entre as frações obtidas para o
padrão e a amostra 0%. Assim como foram, também, obtidos os
módulos das diferenças entre as frações obtidas pelo padrão
68
e as frações obtidas da amostra de 20%. Estes resultados
estão sumarizados nas tabelas 5 e 6, respectivamente. Em
outras palavras, caso fossem montadas matrizes com os dados
da tabelas 2, 3 e 4, os dados da tabela 5 seriam compostos
por uma matriz originada do módulo da diferença entre as
matrizes 2 e 3. Pelo mesmo raciocínio, a tabela 6 conteria
os dados da diferença entre as matrizes 2 e 4,
desconsiderando-se o sinal.
Tabela 5: Módulo (H1/H2)Ref-(H1/H2)0% obtido a partir das
tabelas 2 e 3.
(H1/H2)Ref-(H1/H2)0%
(111) (200) (220) (311)
(111) 0 0,914 3,939 3,093
(200) 0,301 0 1,501 0,963
(220) 1,03 1,192 0 0,738
(311) 0,516 0,488 0,471 0
Tabela 6: Módulo (H1/H2)Ref-(H1/H2)0% obtido a partir das
tabelas 2 e 4.
(H1/H2)Ref-(H1/H2)20%
(111) (200) (220) (311)
(111) 0 0,175 2,008 1,585
(200) 0,037 0 0,787 0,596
(220) 0,155 0,286 0 0,108
(311) 0,125 0,221 0,11 0
A partir dos dados apresentados nas tabelas 5 e 6.
Pode-se deduzir que quanto menores forem os valores de
(H1/H2)Ref-(H1/H2)X% mais próximos os perfis dos
difratogramas experimentais estarão do perfil do
69
difratograma padrão γ. Para se ter uma comparação mais
simples, foi obtida a soma de todos os valores de
(H1/H2)Ref-(H1/H2)0% referêntes às tabelas 5 e 6. Os
resultados obtidos foram 6,192 e 15,18, respectivamente.
Como a soma final referente ao difratograma da amostra
inicial deu menor que a soma final da amostra de 20%, pode-
se deduzir que o perfil do difratograma da amostra inicial
se “encaixa” melhor ao perfil do difratograma padrão.
Como o difratograma da amostra inicial se assemelha
mais ao difratograma padrão, que é referente à uma amostra
na forma de pó, pode-se dizer que a amostra inicial possui
seus grãos mais aleatoriamente orientados em relação a
amostra laminada a 20%. Com isto, pode-se deduzir que a
laminação induziu textura ao material, conforme esperado.
Outra análise feita, foi a comparação entre as áreas
dos picos dos difratogramas das amostras em função do grau
de redução. Para isto foram medidas as áreas abaixo de
todos os picos dos difratogramas. As áreas dos picos
referentes à fase austenítica foram somadas para cada
difratograma resultando em cinco valores “ ΣAγi“, onde i
representa cada grau de redução. O mesmo foi feito com os
picos referentes à fase martensítica, gerando cinco
resultados “ΣAαi“. Supondo que a soma das áreas esteja
relacionada diretamente com a quantidade de cada fase
presente, foram calculadas porcentagens utilizando-se a
equação 13.
(13)
O valor de %Aγi representa o percentual em área que os
picos referentes à fase γ possuem em relação às áreas
somadas de todos os picos presentes em cada difratograma.
70
Um valor semelhante foi determinado para a fase
martensítica, aplicando-se a equação 14.
(14)
Deve-se ressaltar que, para a amostra com 0% de
redução, nas equações 13 e 14 levou-se em concideração a
área do pico referente à fase ε. Esse pico foi encontrado
somente para a amostra na condição inicial. Os valores
obtidos pelas equações 13 e 14 foram sumarizados na figura
42.
0 10 20 30 40 50 60 70
0
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
Re
lação
en
tre
as á
rea
s d
os p
ico
s
Deformação (%)
Austenita (
Martensita (
Martensita (
Figura 42: Relação entre as áreas dos picos de cada fase
presente no material em função da deformação.
71
A partir da figura 42, observou-se que a variação mais
abrúpta dos dados ocorre entre 20 e 40%. O gráfico de
magnetização de saturação versus deformação também
apresenta sua maior variação entre 20 e 40% de deformação.
Isto pode significar que entre estes valores de deformação
é onde ocorre a maior velocidade da transformação
martensítica. Outro fator que pode dar suporte à esta
suposição é o fato de a microdureza também sofrer grande
variação neste mesmo intervalo de redução.
Para facilitar a comparação dos dados obtidos por
magnetização e raios X, foi feita a figura 43. Neste
gráfico é mostrada a fração da fase martensítica, estimada
a partir das medidas de magnetização e dos testes de raios
X, em função do grau de deformação. Este gráfico apresenta
boa concordância entre os valores de α„ (%) estimados por
âmbas as técnicas.
Um outro fator observado a partir dos difratogramas
apresentados na figura 41 foi a quase total ausência de
picos que pudessem ser designados à martensita do tipo ε.
Isso leva a crer que esta fase martensítica se encontra em
pequeníssima quantidade no material. Muntaz e colaboradores
(2004), em seus difratogramas publicados, não relacionaram
nenhum dos picos com a fase ε.
V.L. Morais (2010), em sua Dissertação de Mestrado,
encontrou apenas picos ε relacionados à família de planos
(101) em seus difratogramas. Este tipo de pico somente
apareceu em seus difratogramas para amostras com baixas
deformações (5 e 10% de laminação). Estes resultados, de
certa forma concordam com os resultados obtidos neste
trabalho, pois em ambos os casos não houve aparecimento de
picos relacionados à fase ε em deformações maiores que 10%.
De fato, no presente trabalho foi encontrado um único pico
72
relacionado à fase ε somente no difratograma relativo à
amostra do aço AISI 304 na condição inicial.
0 10 20 30 40 50 60 70
0
10
20
30
40
50
60
70
80
' (
%)
Deformação (%)
Magnetismo
Difração de raios X
Figura 43: Comparação entre resultados obtidos pelos testes
de magnetização e os de raios X.
Hedayati e colaboradores (2010) estudaram um outro
tipo de aço inoxidável austenítico, o aço AISI 304L. Em
seus difratogramas, apenas pode-se observar um pico
referente à fase ε. Este pico ocorreu para uma laminação de
10% e é referente à família de planos (101). Nota-se, com
isto, um comportamento bastante semelhante entre os aços do
tipo AISI 304 e o aço AISI 304L. Esta outra referência
também ajuda a consolidar a teoria de que a transformação
martensítica por deformação em aços inoxidáveis
austeníticos ocorre na sequência γεα„.
73
4.4. Corrosão
Para a análise dos dados de corrosão serão apresentadas
todas as curvas de polarização obtidas. De cada uma destas
curvas foram extraídos valores característicos. Estes
valores foram sumarizados em gráficos para melhor
visualização de seu comportamento em função da deformação.
Destes, Ecor e Icor já foram mencionados anteriormente. Er
representa o menor potencial aplicado à amostra para o qual
o filme passivador se rompe e passa a ocorrer corrosão
localizada, por pites. Er apenas foi considerado para as
curvas obtidas em meio corrosivo de NaCl, já que as
soluções de H2SO4 não provocam corrosão por pites nas
amostras.
Outro valor avaliado em função da laminação foi RP. Ao
contrário dos demais, RP foi extraído dos resultados de
impedância. RP é uma medida elétrica (resistência elétrica)
representativa da resistência à corrosão do material.
Quanto maior o valor de RP, melhor será a resistência do
material à corrosão.
4.4.1. NaCl
A figura 44 representa as curvas de polarização obtidas
em meio corrosivo de NaCl para a amostra como recebida e
para as amostras deformadas. Ao se observar este gráfico,
nota-se pequena variação entre as curvas nele
representadas. Destas diferenças, destaca-se a mudança do
valor de potencial para o qual as curvas deixam de
apresentar comportamento passivo. Estes potenciais são os
valores de Er e estão sumarizados na figura 45.
74
-9 -8 -7 -6 -5
-0,5
0,0
0,5
E (
V)
log10
I
0%
20%
40%
60%
71%
Figura 44: Curvas de polarização obtidas em meio corrosivo
de NaCl 3,5%p para o aço AISI 304.
Quanto maior o valor de Er para determinado material
melhor, pois será necessária a aplicação de um potencial
mais elevado para que ocorra corrosão localizada no mesmo.
Com base neste raciocínio, pode-se dizer que baixas
deformações agregam um leve aumento da resistência à
corrosão por pites para o aço AISI 304 em NaCl, enquanto
elevadas deformações levam a uma diminuição significativa
da resistência à corrosão localizada.
75
0 10 20 30 40 50 60 70
0,15
0,20
0,25
0,30
0,35
0,40
Er
Deformação (%)
Figura 45: Er em função da deformação para aço AISI 304 em
meio corrosivo de NaCl 3,5%p.
A figura 46 trata dos valores de icor. Quanto a este
parâmetro, quanto menor seu valor, maior é a resistência à
corrosão. Nota-se pela figura 46 que, para deformações até
40%, icor aumenta, ou seja, o material se torna menos
resistente à corrosão e que de 40% para 60% icor diminui.
Este resultado parece estar de acordo com Kumar et al. que
observaram que a resistência à corrosão do mesmo aço em
soluções de H2SO4 diminuía com o aumento da deformação para
pequenos graus de deformação e aumentava para altos graus
de deformação (Kumar et al., 2005). No entanto o resultado
obtido no presente trabalho para a deformação de 71% não
confirmou esta tendência (figura 46).
Contudo, pela figura 46, percebe-se que os valores de
icorr medidos para as diferentes deformações são todas
76
próximas, na ordem de alguns 10-7 A cm
-2, valor
característica de materiais apresentando excelente
resistência à corrosão.
Não se observou uma tendência definida na evolução do
Ecor com deformação do material (figura 47). Todos os
valores se encontram entre -0,38 e -0,32 V/ECS.
-10 0 10 20 30 40 50 60 70 80
1,50E-007
2,00E-007
2,50E-007
3,00E-007
3,50E-007
4,00E-007
i co
rr (
A)
Deformação (%)
Figura 46: icor em função da deformação para aço AISI 304 em
meio corrosivo de NaCl 3,5%p.
Os valores de RP, por sua vez, apresentaram pouca
variação em função da deformação, com uma única exceção
para amostra com 60% de deformação, que mostrou um valor de
RP muito baixo em relação às demais (figura 48).
Considerando que todos os valores de icorr medidos para os
diferentes graus de deformação são todos próximos, na ordem
de alguns 10-7 A cm
-2, e que há uma relação de inversa
proporcionalidade entre icorr e Rp, deveríamos ter obtida a
77
mesma ordem de grandeza para Rp para todos os graus de
deformação. Seria necessário repetir os ensaios em NaCl
para verificar estes dados experimentais.
0 10 20 30 40 50 60 70-0,39
-0,38
-0,37
-0,36
-0,35
-0,34
-0,33
-0,32
Eco
r (V
)
Deformação (%)
Figura 47: Ecor em função da deformação para aço AISI 304 em
meio corrosivo de NaCl 3,5%p.
Contudo os valores de Rp para os graus de deformação 0,
20, 40 e 71%, na ordem de alguns 105 Ω cm
2, comprovam a
excelente resistência à corrosão dos materiais em NaCl.
78
0 10 20 30 40 50 60 70
0
100000
200000
300000
400000
500000
600000
RP
Deformação (%)
Figura 48: RP em função da deformação para aço AISI 304 em
meio corrosivo de NaCl 3,5%p.
4.4.2. H2SO4
A figura 49 representa as curvas de polarização obtidas
a partir da amostra inicial do aço AISI 304 e das amostras
deformadas em 20, 40, 60 e 71%, quando foi empregada uma
solução 5%p de H2SO4 como meio corrosivo. A figura 50, por
sua vez, representa as curvas de polarização para as mesmas
amostras, porém com meio corrosivo constituído de uma
solução de H2SO4 10%p. Em uma primeira observação às
figuras 49 e 50, considerando-se cada meio separadamente,
pode-se notar que há pouca diferença entre as curvas de
polarização obtidas para os diversos materiais. Com isto,
pode-se supor, a priori, que as propriedades do material
79
quanto à corrosão em H2SO4 não variam significativamente
com a laminação.
-7 -6 -5 -4 -3 -2-0,8
-0,6
-0,4
-0,2
0,0
0,2
0,4
0,6
0,8
1,0
E
(V
)
log10
I
0%
20%
40%
60%
71%
Figura 49: Curvas de polarização obtidas utilizando-se o
aço AISI 304 em uma solução de H2SO4 5%p como meio
corrosivo.
Para mostrar a influência da deformação e da
concentração do H2SO4 sobre os valores dos parâmetros icor,
Ecor e RP, foram esquematizadas as figuras 51, 52 e 53.
Enquanto não pode se deduzir uma tendência definida
entre Ecor, icor e a deformação, há uma grande diferença
entre os valores destes parâmetros obtidos nas soluções com
5%p e 10%p H2SO4.
80
-6 -5 -4 -3 -2
-0,8
0,0
0,8
E (
V)
log10
I
0%
20%
40%
60%
71%
Figura 50: Curvas de polarização obtidas utilizando-se o
aço AISI 304 em uma solução de H2SO4 10%p como meio
corrosivo.
Os valores de icor para a solução 5%p são todos menores
que os valores obtidos para a solução de 10%. Com isto,
pode-se deduzir que o aço AISI 304 é mais resistente à
corrosão em meio de H2SO4 5%p do que no mesmo ácido com
concentração 10%p. Os valores de Ecor, por outro lado, são
mais positivos quando o meio corrosivo é H2SO4 5%, ou seja,
o aço AISI 304 possui comportamento “mais nobre” na solução
mais diluída.
81
0 10 20 30 40 50 60 700,00000
0,00005
0,00010
0,00015
0,00020
i co
r (A
)
Deformação (%)
H2SO
4 5%
H2SO
4 10%
Figura 51: icor em função da deformação para aço AISI 304 em
meio corrosivo de H2SO4.
0 10 20 30 40 50 60 70-0,52
-0,51
-0,50
-0,49
-0,48
-0,47
-0,46
-0,45
-0,44
-0,43
-0,42
-0,41
-0,40
-0,39
Eco
r (V
)
Deformação (%)
H2SO
4 5%
H2SO
4 10%
Figura 52: Ecor em função da deformação para aço AISI 304 em
meio corrosivo de H2SO4.
82
Os valores de RP (figura 53) confirmam que o aço AISI
304 possui maior resistência à corrosão em H2SO4 5% do que
no mesmo ácido com concentração 10%. Outro fator relevante
que se observa quando se analisa a figura 53 é o fato de a
evolução de Rp com a deformação é a mesma para as duas
soluções de H2SO4.
Avaliando-se as figuras 51 e 53, nota-se um
comportamento aparentemente fora de tendência para os
pontos das amostras laminadas a 20%. Um comportamento
similar é observado para o resultado de campo coercivo,
figura 36. É possível que, de alguma forma, estes
comportamentos sejam resultados de fatores semelhantes.
Contudo, para se obter melhores conclusões seria necessária
a execução de experimentos adicionais.
0 10 20 30 40 50 60 70
0
20000
40000
60000
80000
100000
120000
140000
RP
Deformação (%)
H2SO
4 5%
H2SO
4 10%
Figura 53: RP em função da deformação para aço AISI 304 em
meio corrosivo de H2SO4.
83
4.4.3. Testes de perda de massa
Todas as variações de massa medidas em soluções de NaCl
3,5%p e de H2SO4 5 e 10%p foram dentro da margem de erro da
balança analítica usada, nível de 0,0001 g. Isso não
permitiu avaliar qualquer influência da deformação do aço
304 na velocidade de corrosão nestes meios.
4.5. Textura
Neste item são apresentados os resultados de textura
(ODFs) obtidos para o aço AISI 304 na condição inicial (0%
de redução) e com reduções de 40 e 71%. Essas ODFs estão
mostradas nas figuras de 54 a 56.
As ODFs apresentam a intensidade das orientações
encontradas, sendo que a intensidade está relacionada à
quantidade de cristalitos ou grãos com determinada
orientação. Portanto, para identificar a textura do
material basta verificar quais as posições de maior
intensidade nas ODFs obtidas e determinar à qual orientação
cristalográfica elas pertencem. Isso pode ser feito
comparando-se as ODFs experimentais com os ábacos mostrados
nas figuras 57 e 58. Esses ábacos representam as posições
de orientações ideais em ODFs para valores representativos
de 2 para metais (laminados a frio) com estrutura cfc e
ccc, respectivamente.
A partir da figura 54 observou-se que o aço AISI 304 na
condição inicial (0% de redução) possui baixas intensidades
de textura. Este resultado concorda com a observação feita
a partir dos difratogramas de raios X, discutida
anteriormente. Esta aleatorização de orientações no
material faz com que seu difratograma de raios X apresente
um perfil semelhante ao de uma amostra na forma de pó. Ao
84
se observar os demais resultados de textura (figuras 55 e
56) observou-se que as intensidades de textura aumentaram
com o aumento da deformação, como esperado. Da mesma forma,
os difratogramas de raios X apresentaram, para amostras
mais deformadas, perfis distintos do difratograma da
amostra em forma de pó, como discutido previamente.
Para 71% de redução, comparando-se as ODFs mostradas na
figura 56 referentes à fase com 2 = 0 e 65° com os
ábacos mostrados na figura 57 observou-se que as
componentes de textura de maior intensidade são do tipo:
Brass, Goss (ambos componentes da fibra α) e S, como
indicado na figura 59. De forma análoga, para a fase
constatou-se a presença das componentes de textura Fibra
e Fibra , como indicado na figura 60, a partir da
comparação da ODF com 2 = 45° com o ábaco mostrado na
Figura 58.
85
Figura 54: para o aço AISI 304 com 0% de redução.
Figura 55: ODFs para o aço AISI 304 com 40% de redução.
86
Figura 56: ODFs para o aço AISI 304 com 71% de redução.
Figura 57: Posições de orientações ideais e da fibra α em
metais cfc laminados a frio para valores representativos de
2. As letras representam as orientações ideais: C (cubo):
* + ⟨ ⟩;G (goss): * + ⟨ ⟩;Bs (brass): * + ⟨ ⟩; Cu
(cobre): * + ⟨ ⟩;T (Taylor) * + ⟨ ⟩;S: * + ⟨ ⟩.
87
Figura 58: Posições de orientações ideais em aços ccc para
φ2 = 45°. Fibra α: direção <011> paralela à direção de
laminação. Fibra γ: direção <111> paralela à direção normal
(Hutchinson, 1999).
Figura 59: ODFs para φ2 = 0 e 65º, extraídas da figura 56,
referente à fase γ para o aço AISI 304 com redução de 71%,
onde são identificadas componentes de textura tipo Brass,
Goss, S e fibra α.
88
Figura 60: ODF para φ2 = 45o, extraída da figura 56,
referente à fase α‘ para o aço AISI 304 com redução de 71%,
onde são identificadas componentes de textura tipo Fibra α
e Fibra γ.
4.6. Microscopia óptica
Foram obtidas imagens das amostras com 0, 40 e 71% de
deformação do aço AISI 304 utilizando-se de microscopia
óptica. Estas imagens estão sumarizadas na figura 61.
A partir desta figura é possível notar a presença de
martensita nas amostras com 40 e 71% de laminação. Esta
fase aparece como linhas escuras dentro dos cristais de
austenita. Na Dissertação de Mestrado de V.L. Moraes
(2010), as imagens de microscopia óptica apresentam a fase
α‟ de forma semelhante. De volta à figura 61, na imagem da
amostra inicial não se notam estas linhas escuras.
Possivelmente, isto se deve ao fato de a fase martensítica
possuir um teor volumétrico muito pequeno nesta amostra.
89
Figura 61: Imagens obtidas por microscopia óptica com
aumento de 500 vezes nas amostras: (a) 0%; (b) 40% e (c)
71%.
90
5. Conclusões
Com base na caracterização microestrutural, magnética e
de resistência à corrosão de um aço inoxidável AISI 304,
laminado a frio até 71% de redução, foram obtidas as
seguintes conclusões:
A microdureza do material aumenta substancialmente
com o aumento da deformação até 40 % de
deformação. Isto se deve ao aumento da densidade
de defeitos induzidos pela deformação em si e pelo
fato de haver nucleação e crescimentos da fase
martensítica. A partir de 40% de deformação, o
aumento do microdureza não é tão acentuado;
A magnetização de saturação do material cresce com
o aumento da deformação devido ao crescimento do
teor volumétrico da martensita α‟, ferromagnética,
em uma matriz originalmente paramagnética. Assim
como para o caso da microdureza, a magnetização de
saturação apresenta menor crescimento para
deformações acima de 40%;
Para uma deformação de 20% o campo coercivo
apresentou um aumento abrupto e, para maiores
graus de redução, uma acentuada queda. Esta queda
torna-se menos acentuada a partir de 40% de
redução. O salto no valor de HC para uma redução
de 20% pode ser atribuído ao aumento da densidade
de discordâncias no material e à nucleação de
martensita. A queda no valor de HC para reduções
maiores que 20% indica que, para esta faixa de
redução, a forma da fase martensítica é o fator
que mais afeta o comportamento de HC. Com o
aumento da deformação a fase martensítica evolui
da forma de “ripas” para a forma de “placas”;
91
Este trabalho não conseguiu evidenciar uma
tendência definida entre a deformação do aço 304 e
sua resistência à corrosão nos meios de NaCl 3,5%p
e de H2SO4 5 e 10%p.
Independentemente da deformação do aço 304, a
ordem crescente de resistência à corrosão foi:
H2SO4 10%p < H2SO4 5%p < NaCl 3,5%p.
Com relação à macrotextura, a amostra como
recebida apresenta baixas intensidades de textura.
Para 71% de deformação, para a fase austenítica as
principais componentes de textura, ou seja, de
maior intensidade são as texturas do tipo S e
fibra α. Para o mesmo grau de redução, para a fase
α‟ foram encontradas as componentes de textura
fibra α e fibra γ.
92
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