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Dissertação Anisotropia de propriedades mecânicas de poliamida 12 processada por manufatura aditiva em tecnologia MJF(2022) Araújo, Renato da CunhaO processo Multi Jet Fusion (MJF) é uma tecnologia de manufatura aditiva pertencente ao sub-grupo PBF (Fusão em Leito de Pó), cuja patente, ainda ativa, pertence a Hewllet-Packard (HP); a empresa declara que o equipamento pode produzir peças isotrópicas até 10 vezes mais rapidamente que outras tecnologias. Por se tratar de uma tecnologia relativamente nova, há poucos estudos relacionados ao comportamento mecânico, principalmente em relação ao módulo de elasticidade e às tensões limites de escoamento, em tração e flexão, de peças obtidas pela mesma, e em nenhum deles há amostras produzidas com angulações entre o plano de deposição e a mesa de trabalho, lacuna de conhecimento que este estudo visa preencher. Outra análise que este estudo trará é se há gradiente de temperatura em diferentes posições da mesa de impressão e em que intensidade este gradiente influencia nas propriedades mecânicas. Os ensaios de tração foram realizados seguindo a norma ASTM D638-03 e os de flexão seguiram a norma ASTM 790-03. Em ambos foram encontradas diferenças consideráveis de propriedades mecânicas entre amostras impressas com diferentes planos de deposição e em diferentes localizações na cuba, sendo que a variação do plano de deposição possui maior influência sobre as propriedades do que a localização na cuba. Tais diferenças não são provenientes de variações dimensionais. A densidade ou a cristalinidade também não são as responsáveis pelas variações de propriedades mecânicas visto que os ensaios (de densidade e obtenção de cristalinidade por difratometria de raio-X) não mostraram variações estatisticamente significativas para justificar a anisotropia de propriedades encontrada. Uma relação linear, que pode justificar tais diferenças, foi encontrada entre as propriedades mecânicas e a área a ser sinterizada em cada amostra para a formação de uma camada, de forma que quanto maior a área a ser sinterizada menores são as propriedades mecânicasDissertação Avaliação de parâmetros de ensaio para determinação de temperatura crítica de Pite em aço inoxidável dúplex por via potenciostática(2018) Spedo, G. R. C.A influência do potencial aplicado e da concentração de íons cloreto na determinação da temperatura crítica de pite (CPT) através da técnica de polarização potenciostática foi estudada num aço inoxidável dúplex (DSS) UNS S31803. Os potenciais aplicados para os ensaios de polarização potenciostática (300, 500, 600, 700 ou 800 mVAgAgCl) foram escolhidos dentro do trecho passivo comum às curvas de polarização potenciodinâmicas obtidas para as concentrações de íons cloreto de 0,3 a 5 M, à temperatura ambiente. A determinação da CPT em condições de ensaio menos severas (menores concentrações de íons cloreto e baixos potenciais aplicados), conduziram a resultados com alta dispersão, e com tendência de diminuição da CPT quando a severidade do ensaio aumenta, mostrando dependência dos valores de CPT com a concentração de cloretos e potencial aplicado. As determinações de CPT para o DSS UNS S31803 que apresentam menor dispersão e podem ser considerados independentes de potencial e concentração de cloretos são obtidos nas condições de ensaio: 600 mVAgAgCl com 5 M NaCl, 700 mVAgAgCl com 3 ou 5 M NaCl e 800 mVAg/AgCl com 1 a 5 M NaCl. A CPT independente de concentração de cloretos e do potencial para o DSS UNS S31803 ocorre em torno de 50 ?C. A caracterização dos pites por meio de microscopia mostra que existem de 1 a 3 pites estáveis por amostra após a determinação da CPT. O pite estável apresenta morfologia rendilhada, com diâmetro de Feret em torno de 100 µm. Foi observado que quanto maior a concentração de cloretos, menor o tamanho dos pites formados. Outro parâmetro que contribui com o aumento do tamanho dos pites é o potencial aplicado, sendo que o aumento do potencial aplicado conduz a pites maiores. Abaixo da cobertura rendilhada, o pite cresce corroendo fases e estruturas preferencialmente, formando galerias e resultando em uma estrutura alveolar. Estas galerias são maiores em condições mais severas de ensaio (maiores concentrações de íons cloreto e potenciais aplicados).Dissertação Avaliação de propriedade de fadiga de compósitos de polipropileno reforçado com fibras de coco(2013) Moraes, Dijan Vinicius Osti deDevido à busca por redução de custos, os compósitos de polímeros reforçados com fibras naturais têm sido alvo de estudos nos últimos anos. A maior preocupação nas aplicações de polímeros e compósitos é a de ocorrer fratura, e um dos principais geradores de falhas é a fadiga, a qual é causada por carregamentos cíclicos. Todavia, a investigação das propriedades cíclicas de compósitos de fibras naturais tem sido pouco realizada. Assim este trabalho propõe o estudo da influência da variação da frequência da solicitação mecânica na resistência e na vida em fadiga de compósitos de polipropileno (PP) reforçado com fibra de coco. Para análise desta influência, utilizaram-se ensaios de fadiga por flexão alternada com diferentes frequências de ensaio (entre 5 e 35 Hz). Após a realização dos ensaios de tração e flexão monotônicos realizados neste estudo e da análise dos resultados verificou-se que a adição dos 40% de fibras de coco e dos 4% de PP-g-MA (agente compatibilizante) propiciou ganhos nas propriedades mecânicas, tornando o compósito mais rígido e resistente do que o PP puro, tanto em tração quanto em flexão. Estes ganhos foram obtidos graças à devida transferência de cargas da matriz para as fibras, fato garantido pela efetiva aderência das fibras na matriz devido ao uso do agente compatibilizante. Para as propriedades cíclicas, observou-se que a frequência influi na vida em fadiga do compósito, já que ao aumentar a frequência de ensaio de 5Hz até 35 Hz, reduziu-se a vida do material nas diferentes amplitudes de deformações estudadas, devido à maior geração de calor por histerese, podendo até mudar o tipo de falha por fadiga predominante.Dissertação Cinética de crescimento de grão na solubilização de um aço inoxidável dúplex(2016) Leandro, Rafael MalaguttiA motivação principal desta dissertação é compreender as transformações de fase que ocorrem durante a solubilização de um aço inoxidável dúplex, avaliando a cinética de obtenção de fases e de crescimento de grão, que são as principais variáveis para a obtenção da desejada microestrutura dúplex. A princípio, o aço foi conformado mecanicamente em laminador de planos para no mínimo 50% de redução de espessura, conferindo microestrutura intensamente deformada, com grande número de locais para nucleação heterogênea das fases ferrita e austenita durante os tratamentos de solubilização subsequentes. Foram produzidas, após a laminação, três séries de amostras a 1050°C, 1100°C e 1150°C, por tempos de 15 minutos a 96 horas, visando a obtenção de diferentes tamanhos de grão de austenita e ferrita, permitindo a avaliação da temperatura e do tempo de solubilização na formação da estrutura dúplex ferritaaustenita. O tamanho de grão das amostras foi determinado por um método manual de medição do tamanho médio de intercepto. Para auxiliar na caracterização da microestrutura, as áreas de interface (Sv) entre ferrita/ferrita, ferrita/austenita e austenita/austenita foram também determinadas por método manual. Obteve-se valores médios de intercepto da estrutura bifásica como um todo e das fases austenita e ferrita separadamente. Nos menores tempos e temperaturas de solubilização, o tamanho de grão encontrado é semelhante ao da amostra antes da deformação. Portanto, em todos os tempos e temperaturas estudadas completaram-se os processos de recuperação e recristalização. Os valores de expoente de crescimento de grão (n) obtidos foram menores que 0,5, sendo diferentes entre si nas equações que descrevem a cinética de crescimento de grão da estrutura geral, da austenita e da ferrita. A medição do tamanho médio de intercepto permitiu a detecção de diferenças entre as fases quanto à cinética de crescimento de grão, pois o valor de n apresentou tendência de aumento para austenita e redução para a ferrita quando se elevou a temperatura de tratamento, além de ter sido determinado um tempo de transição onde a cinética de crescimento de grão da austenita se torna maior que a da ferrita. As medidas de intercepto também levaram a diferenças morfológicas entre as amostras (evidenciadas por diferentes razões de aspecto, parâmetros dúplex, de dispersão e razões de contiguidade). As medidas de Sv demonstraram que a redução do número de interfaces é causada pelo aumento do tamanho médio de grão da estrutura dúplex, ou seja, a área de superfície diminui com o aumento da temperatura e do tempo de solubilização. As energias de ativação obtidas para o crescimento de grão da estrutura geral, austenítica e ferrítica foram respectivamente 65 kJ/mol; 55,4 kJ/mol e 77,8 kJ/mol, o que permitiu concluir que a ferrita é a fase que comanda o crescimento de grão global da estrutura bifásica, devido à maior energia de ativação requisitada para o crescimento do grão ferrítico.Dissertação Cinética de formação de fase sigma entre 700ºC e 900ºC no aço inoxidável superduplex UNS S32750(SAF 2507)(2009) Romana, R.O avanço no desenvolvimento de novos materiais trouxe ao mercado a melhor combinação de propriedades mecânicas de aços inoxidáveis ferríticos e austeníticos ao criar o aço inoxidável dúplex. Com frações semelhantes de ferrita e austenita em sua estrutura, possuem alta resistência à corrosão sob tensão e à corrosão intergranular, ótimas resistência mecãnica e tenacidade, e boa soldabilidade, ou seja, as melhores características dos aços ferríticos e austeníticos. O aço UNS S32750 é chamado de superdúplex devido à sua elevada resistência à corrosão por pite, superior à dos aços inoxidáveis dúplex, consequência das maiores concentrações de cromo, molibdênio e nitrogênio. Porém, quando submetido a elevadas temperaturas pode apresentar em sua estrutura fases intermetálicas que degradam suas propriedade e limitam sua utilização. A principal delas é a fase sigma, por ser a fase que mais facilmente surge no aço inoxidável e por ser a mais degradante às suas propriedades mecãnicas e de resistência à corrosão. Assim, estudar a susa cinética de formação é de extrema importãncia para que a resistência à corrosão e as propriedades mecânicas do aço UNS S32750 sejam preservadas. Este trabalho analisou o comportamento deste aço após tratamentos térmicos de envelhecimento em temperaturas entre 700ºC e 900ºC, por diferentes intervalosd e tempo, através de gráficos de dureza e de frações volumétricas de ferrita, austenita e sigma. Concluiu-se que a dureza do material está diretamente relacionada à fração volumétrica de sigma existente na estrutura do aço. Além disso, puderam ser identificados como principais mecanismos formadores de sigma: decomposição eutetóide lamelar e/ou precipitação descontínua nas amostras envelhecidas a 700ºC, 750ºC e 800ºC (com morfologia de sigma em lamelas, predominante), e decomposição euteóide divorciada e/ou precipitação contínua nas temperaturas de 850ºC e 900ºC (onde se verificou morfologia maçiça de sigma). De 700ºC a 800ºC foram observados mecanismos semelhantes na formação de sigma, porém em intervalos de tempo diferentes, pois quanto maior a temperatura mais rapidamente esta fase se formará. A 850ºC e 900ºC os mecanismos de formação de sigma aconteceram simultaneamente e mais rapidamente, muito provavelmente por conta da morfologia maçiça, característica observada nas amostras envelhecidas nestas temperaturas, provocando maior cinética de formação de fase sigma nestas temperaturasDissertação Efeito da laminação criogênica na transformação de ferrita em austenita induzida por deformação em aço inoxidável superdúplex(2021) Pucci, Flavia ReginaTrabalhos anteriores realizados pelo grupo de pesquisas que se insere esse trabalho indicam que a aplicação de deformação plástica a frio em aços inoxidáveis dúplex leva a redução da fração da ferrita presente, evidenciando que nesses aços possa ocorrer uma transformação de ferrita em austenita induzida por deformação, semelhante a uma transformação martensítica reversa. Com isso, tem-se a possibilidade de uma Transformação Martensítica Reversa Induzida por Deformação (TMRID), em contraponto a transformação martensítica induzida por deformação (TMID) comumente observada em alguns aços inoxidáveis austeníticos, onde a austenita se transforma em martensita. Deste modo, considerando a ocorrência da TMRID em aços inoxidáveis dúplex e a possível influência da temperatura nessa transformação, o objetivo do presente trabalho foi estudar a TMRID no aço inoxidável superdúplex UNS S32750 deformado plasticamente através de laminação, avaliando-se a influência do grau de deformação e da temperatura de trabalho a frio, comparando-se o material deformado com diferentes deformações a temperatura ambiente e a aproximadamente a -196 °C. Para tal, fez-se o uso de quantificação de fases do material em estudo através das técnicas de medição magnética e estereologia quantitativa. A técnica de difratometria de raios-X não foi adequada para a realização da quantificação de fases devido à presença de textura nas amostras. Através dos resultados obtidos, concluiu-se que o aumento da deformação plástica aplicada reduz a fração volumétrica da fase ferrita sem a formação de novas fases, evidênciando a TMRID, porém os resultados obtidos para as amostras laminadas em temperatura ambiente e -196 °C indicam a ausência de influência da temperatura na transformação de fase; observou-se também que a fração volumétrica da ferrita se estabiliza em aproximadamente 0,25 de deformação verdadeira, indicando saturação da capacidade da deformação plástica aplicada de induzir a TMRIDDissertação Estudo da formação de sigma e sua influência no potencial de pite em solução 0,6M cloreto de sódio do aço UNS S31803 envelhecido a 850 e 900ºC(2010) Santos, D. C.O objetivo deste trabalho compreende o estudo dos mecanismos de formação de sigma no aço UNS S31803 envelhecido a 850ºC e 900ºC, relacionando estas transformações microestruturais ao potencial de pite do em solução 0,6M NaCl material em estudo. Para este estudo foram conduzidos envelhecimentos isotérmicos até 360 horas a 850ºC e 900ºC, bem como ensaios de polarização cíclica em solução 0,6M NaCl. Para as amostras envelhecidas em até 5 minutos de ambas as temperaturas estudadas ocorre o reequilíbrio entre ferrita e austenita na temperatura do envelhecimento, sendo que o valor do potencial de pite não é alterado pela formação de austenita de reequlíbrio. A formação de sigma para as temperaturas em estudo se dá preferencialmente pela nucleação e crescimento a partir da ferrita formando ferrita secundária, empobrecida em cromo. Entretanto, para a temperatura de 900ºC provavelmente a ferrita secundária formada, dependendo do seu empobrecimento em cromo e seu enriquecimento em níquel, podem dar origem à austenita secundária. Contudo, não se pode descartar a formação de sigma pela decomposição eutetóide da ferrita formando austenita secundária, embora os indícios de sua ocorrência não sejam tão evidentes. A partir de 72 horas a 850ºC e 18 horas, observou-se a formação de sigma a partir da austenita quando da total ausência de ferrita. As frações volumétricas de ferrita e austenita se estabilizam a partir de 144 horas a 850ºC a 360 horas a 900ºC. De acordo com o modelo de Johnson-Mehl-Avrami (J-M-A), o estudo da cinética de precipitação de sigma confirma a mudança no mecanismo que controla a formação de sigma com o aumento do tempo do envelhecimento. Para ambas temperaturas poderia ocorrer inicialmente a nucleação de sigma em contorno de grão de ferrita e/ou nos pontos triplos do materila após a saturação, além do crescimento a partir de pequenas dimensões com diminuição na taxa de nucleação. Após este processo ocorreria o crescimento destes núcleos com volume inicial apreciável, ou o espessamento das partículas formadas. Foram registradas oscilações nos valores de potencial de pite das amostras, que podem estar relacionadas ao início da formação de ferrita e austenita secundárias, empobrecidas em cromo. Após o início das dispersões nos valores de potenciaisde pite, estes voltam a se elevar, possivelmente em decorrência da redistribuição de cromo nas regiões empobrecidas neste elemento. Observou-se também que a mudança no mecanismo de formação de sigma nucleação para crescimento de sigma, após 1 e 2 horas respectivamente para as temperaturas de envelhecimento de 850ºC e 900ºC, provoca a queda nos valores de potencial de pite que com o crescimento de sigma provavelmente ocorre um aumento nas regiões empobrecidas de cromo e molibdênio. Após a ausência de ferrita, ocorre a redistribuição de cromo entre as austenita original e secundária fazendo com que haja uma redução no teor de cromo na austenita dificultando a restituição da passividade. Os pites encontrados no aço UNS S31803 envelhecido após polarização cíclica em solução em 0,6M NaCl guardam relação com a microestrutura do material, sendo que estes se formaram preferencialmente em áreas empobrecidas em cromo e molibdênio como austenita e ferrita secundárias, tendo como mecanismo de crescimento de pites a corrosão seletiva das regiões empobrecidas em cromo e molibdênioDissertação Estudo da influência do tamanho de grão na nucleação e cinética de formação de fases intermetálicas em aço inoxidável dúplex(2015) Melo, E. A.O objetivo deste trabalho é estudar a influência de diferentes tamanhos de grãos de ferrita e austenita na transformação de fases que resulta na formação de fase sigma em aços inoxidáveis dúplex, particularmente num aço UNS S31803. Foi realizado o tratamento de solubilização de uma tira de aço dúplex UNS S31803 a temperatura de 1100°C nos tempos de 1, 24, 96 e 192 horas com o intuito de obter diferentes tamanhos de grãos das fases ferrita e austenita. Na sequência, foi realizado tratamento de envelhecimento a 850°C nos tempos de 5, 8, 10, 20, 30 e 60 minutos com o intuito de verificar se as etapas iniciais de nucleação de fase sigma e se diferentes tamanhos das fases ferrita e austenita, que geraram diferentes números de sítios de nucleação de fases intermetálicas, interferem na cinética de início de formação deste tipo de fase a 850°C. As análises realizadas foram microscopia óptica, microscopia eletrônica de varredura, Espectroscopia por Energia Dispersiva (EDS), difração de raios X, análise por ferritoscópio, análise de imagens obtidas pela técnica de elétrons retroespalhados, medição de intercepto médio de grão, análise de locais preferenciais para nucleação de fases intermetálicas e avaliação da área superficial (Sv) de contornos ferrita/ferrita, ferrita/austenita e austenita/austenita. Os resultados mostraram que a amostra solubilizada por 1 hora e que apresenta menor tamanho de intercepto, e maiores valores de Sv para todas as interfaces, foi a que apresentou menor fração em volume de ferrita (indicativo de maior formação de fase intermetálica) e maior porcentagem de fases sigma (que se apresentou tanto na forma maciça, quanto na forma lamelar) e chi, bem como a que teve a formação dessas fases mais rapidamente a partir da nucleação, seguida pelas amostras solubilizadas por 24 horas, 192 e 96 horas. Não foi possível identificar qual fase nucleia primeiro, sigma ou chi. Foi observado também que a cinética de formação de fases intermetálicas também é maior para a amostra solubilizada por 1 hora. Evidenciou-se que a partir de determinado momento a fase chi passa a ser consumida em detrimento da formação de fase sigma, e que a interface austenita/ferrita apresenta maior Sv para todos os tempos de solubilização. Também foi verificado que as fases intermetálicas se formam em maior quantidade em valor absoluto na interface ferrita/austenita, porém tem maior preferência de ocupação nos pontos triplos ferrita-ferrita-ferrita. Não houve a saturação em nenhum tipo de interface e em nenhum tipo de ponto triplo e também não foi atingida a situação de equilíbrio para 1 hora de envelhecimento a 850°C. Finalmente, observou-se que possivelmente, o mecanismo de formação de fase sigma é controlado por difusão e não por interface para todos os tempos de solubilização.Dissertação Estudo da transformação de fase induzida por deformação em aço inoxidável superdúplex(2015) Marangoni, JúliaAços Inoxidáveis Dúplex (AID) possuem uma estrutura de bandas alternadas de ferrita e austenita. Alguns estudos indicam que a aplicação de deformação plástica a frio em AID leva à redução da fração de ferrita presente. Tal evidência sugere que nestes aços pode ocorrer uma transformação da ferrita em austenita induzida por deformação, similar a uma transformação martensítica reversa induzida por deformação. Para investigar essa observação, é necessário o estudo da influência da quantidade de deformação plástica na fração de ferrita de um AID, este trabalho tem como objetivo avaliar esta transformação de fase em um aço inoxidável superdúplex (UNS S32750 ou SAF 2507) pela medida da fração de volume de ferrita usando medidas magnéticas, técnicas de caracterização de fases através de difração de raios X (DRX), microscopias óptica e eletrônica de varredura. O material conforme recebido apresentou apenas ferrita e austenita, o que foi constatado por DRX e análise microestrutural. A redução da fração de ferrita foi constatada através das medidas magnéticas sem que ocorresse a formação de novas fases. Os resultados de quantificação de fases através da DRX não foram conclusivos, possivelmente por conta da presença inevitável de textura. Não foram observadas diferenças significativas entre as composições químicas de ferrita e austenita obtidas por EDS e simulações computacionais realizadas com o auxílio do software Thermo-Calc. Observou-se ainda que existem indícios de que em baixas deformações ocorre a transformação martensítica induzida por deformação de austenita em ferrita anterior a transformação martensítica reversa de ferrita em austenita.Dissertação Estudo do efeito da substituição do molibdênio por tungstênio no desempenho de aços inoxidáveis(2018) Terra, B. C. M.O aço inoxidável AISI 316 é o segundo mais popular aço inoxidável austenítico após o AISI 304. Esta classe de aço é amplamente disponível, tem boa resistência geral à corrosão, boa tenacidade e excelente conformabilidade e soldabilidade. A principal diferença entre os aços AISI 304 e AISI 316 está na adição de 2 a 3% de Molibdênio (Mo) na composição química deste último, para aumento de sua resistência à corrosão por pite. O aço AISI 316 tornou-se um material muito adequado para utilização em ambientes de águas salgadas, sendo muitas vezes referido como inoxidável "tipo naval" devido à sua maior resistência à corrosão por cloreto promovida pela adição de Molibdênio, comparado ao aço AISI 304. A literatura sugere que a substituição total ou parcial do molibdênio por tungstênio (W) em aços inoxidáveis ferríticos e dúplex não só aumenta a resistência à corrosão localizada dessas ligas, como indica efeito sinérgico entre estes elementos. Essa substituição seria possível graças à similaridade em termos de propriedades físico-químicas destes elementos. Neste trabalho propôs-se o estudo do efeito sinérgico resultante da substituição parcial e total do Mo por W em um aço austenítico AISI 316L, analisando ligas que apresentam 0, 25, 50, 75 e 100% de substituição do teor atômico de molibdênio presente na liga de referência por tungstênio. A análise microestrutural das amostras por microscopia ótica e EDS evidenciou que o W não provoca nenhuma mudança significativa no material em relação ao tamanho, distribuição e composição das inclusões. Porém, o tamanho de grão é sutilmente reduzido provocando um leve aumento na dureza Brinel das amostras que contêm W. Já os ensaios de tração apresentaram resultados de limite de escoamento, limite de resistência à tração, alongamento e redução em área semelhantes para todas as amostras. Os ensaios de polarização cíclica não evidenciaram nenhum efeito do W, mas a determinação da temperatura crítica de pite mostrou que a amostra que apresenta 50% de W apresentou maior CPT de 40 ± 4°C em solução de 1M de NaCl a 180 mVAg/AgCl, indicando que de fato há um efeito sinérgico entre W e Mo. Já em solução ácida isenta de cloreto, os resultados de polarização potenciodinâmica evidenciam que o W dificulta a formação da película passiva, porém, ao ser formada, esta película é mais robusta que aquela na ausência de W. Já os ensaios de DL-EPR nesta mesma solução mostrou que o W não sensitiza o material de maneira significativa, de acordo com a norma ISO 12732:2006. Portanto, este trabalho mostra que a substituição total ou parcial do molibdênio por tungstênio, mantida a proporção em fração atômica, pode ser realizada sem praticamente nenhuma alteração de propriedades para o aço inoxidável austenítico AISI 316L. Porém, quando a substituição é de 50% há um ganho expressivo no comportamento de corrosão por pite evidenciado pelos resultados dos ensaios para determinação da temperatura crítica de pite promovido certamente por um efeito sinérgico entre o Mo e W. Assim, há um ótimo primeiro indício de que sucatas de aço ferramenta ricas em W para o aumento da resistência ao desgaste nestes materiais podem ser utilizadas para a fabricação de aços inoxidáveis austeníticos. Porém, outros aspectos inerentes à processabilidade devem ser analisados com cuidado para que tal substituição seja, de fato, considerada.Dissertação Estudo do efeito dos parâmetros do patamar isotérmico de austêmpera em um aço bainítico isento de carbonetos(2024) Basso, Guilherme ArrudaOs aços bainíticos isentos de carbonetos apresentam microestrutura bainítica refinada isenta de carbonetos precipitados, com austenita retida entre os feixes de ferrita bainítica. São interessantes na substituição de aços martensíticos revenidos ou perlíticos em indústrias como a automotiva, ferroviária e de mineração. Sendo assim, o objetivo deste trabalho foi o de se obter um aço de microestrutura bainítica isenta de carbonetos por meio de tratamentos térmicos de austêmpera variando-se o tempo e a temperatura do patamar isotérmico, avaliando a influência destes parâmetros na transformação bainítica e na microestrutura. Para isso, foram produzidos lingotes e conduzidos tratamentos térmicos de homogeneização, após simulação em software Dictra®, a 1000°C por 10 horas. Em seguida, foram realizados tratamentos térmicos de austêmpera em escala laboratorial, em dilatômetro de têmpera Bähr DIL 805A/D do LTF Poli-USP. Um ciclo térmico inicial de têmpera foi aplicado para determinação das temperaturas de transformações de fases. As temperaturas obtidas foram: Ac1=805°C, Ac3=855°C e Ms=233°C para o início e fim de transformação austenítica e início de transformação martensítica, respectivamente. Em seguida, foram conduzidos tratamentos térmicos de austêmpera com patamares isotérmicos entre 250°C e 300°C mantidos por até 8,5 horas. Além dos resultados de dilatometria, foram obtidas medidas de dureza, imagens por microscopia óptica e eletrônica, e resultados de ferritoscópio e difração de raios-X (estas duas técnicas para avaliar e quantificar a presença de austenita retida). Os tratamentos térmicos com patamares isotérmicos mantidos a 270°C e 300°C por 8,5 horas foram reproduzidos em escala piloto. O que se nota é que na medida em que se aumenta a temperatura e tempo de patamar isotérmico, aumenta a fração volumétrica de bainita e diminui a de martensita formadas, como resultado da maior estabilização da austenita, evidenciada pela redução da temperatura Ms, até que, com 8,5 horas a 270°C, a transformação bainítica se completa e não mais existe martensita formada durante o resfriamento até temperatura ambiente. Com aumento da temperatura de patamar isotérmico há redução tanto no tempo de incubação da bainita (de 2,4 horas a 250°C para 0,8 hora a 300°C) quanto no tempo para fim da transformação (de 8,1 horas a 280°C para 7,2 horas a 300°C) e aumento na taxa de transformação. Nas curvas de dilatometria, o perfil sigmoidal característico de transformações de fases difusionais foi observado. A microestrutura obtida em escala laboratorial foi reproduzida com sucesso em escala piloto. No entanto, nas amostras de escala piloto foram obtidas, no geral, quantidades de austenita inferiores às das amostras de dilatometria. Por ferritoscópio, as frações volumétricas obtidas de austenita foram maiores que por DRX, mas por ambas as técnicas as maiores temperaturas de patamares isotérmicos (280°C e 300°C) resultaram em maiores quantidades de austenita retida, evidenciando maior estabilização desta fase, o que se reflete em durezas menores e, pelo diagrama TTT simplificado obtido, possivelmente são as temperaturas que resultam em maior cinética de transformação bainítica para a liga. Os resultados, portanto, apontam para um mecanismo de nucleação e crescimento da bainita fortemente dependente de difusãoDissertação Influência da temperatura de recozimento intercrítico no comportamento mecânico de um aço bifásico carbono(2009) FORGAS JUNIOR, A.Esta pesquisa tem como objetivo principal investigar a influência da temperatura de recozimento intercrítico no comportamento mecãnico de um aço bifásico com baixo teor de carbono, analisando principalmente a relação limite de resistência e ductilidade, em virtude de sua emergente importância na indústria automobilística, onde é necessário aliar essas duas propriedades. Para isso, foi adquirida uma chapa de aço bifásico comercial. Com o objetivo de se variar a fração em volume de martensita essa chapa foi tratada termicamente em quatro diferentes temperaturas (715, 755, 780 e 800 C) dentro da faixa de temperaturas da região intercrítica. Realizaram-se ensaios de tração e impacto em amostras do material como recebido e em amostras do material após o tratamento térmico de recozimento intercrítico. Os resultados mostram que a fração em volume de martensita aumenta com a temperatura de recozimento intercrítico, porém o tamanho de grão não apresenta uma variação considerável. Para avaliar a influência da microestrutura no comportamento mecânico do aço bifásico, foram relacionadas as propriedades mecânicas obtidas nos ensaios de tração e impacto em função da fração em volume de martensita obtida, para cada amostra tratada termicamente. Verifica-se que os limites de resistência e de escoamento aumentam com o aumento da fração em volume de martensita, porém com características diferentes. Enquanto que o limite de escoamento aumenta de forma linear, o limite de resistência apresenta duas inclinações, uma mais suave na faixa de 8 a 18% e outra mais significativa na faixa de 18 a 26% de fração em volume de martensita. Isso porque o limite de resistência é afetado diretamente pelo teor de carbono presente na martensita, que diminui com o aumento da temperatura de recozimento intercrítico, ou seja, quanto maior a fração em volume de martensita num aço bifásico menor será o teor de carbono presente na martensita. O limite de escoamento é impactado de maneira menos significativa pelo teor de carbono na martensita, apresentando variação linear, obedecendo, assim, à lei da mistura. A ductilidade, representada pelo alongamento total, diminui de maneira linear com o aumento da fração em volume de martensita, enquanto que o alongamento uniforme, que está relacionado ao processo de estampagem, apresentauma característica não linear, sendo a variação muito pequena quando a fração em volume de martensita aumenta de 18 para 26%, devido à incompatibilidade plástica entre a matriz ferrita e as ilhas de martensita. Por meio do ensaio de impacto observa-se que o material com menor fraçãoem volume de martensita apresenta o maior valor de energia absorvida, e os demais materiais tratados termicamente.Dissertação Investigação das transformações de fase do aço UNS S31803 entre 300C e 650C(2010) Melo, E. B.Dissertação Dissertação Investigação dos métodos de determinação da temperatura de transição dúctil-frágil (TTDF) utilizando ensaio de impacto charpy(2013) Gouveia, Kátia CristinaOs aços estruturais são materiais amplamente utilizados na construção e na indústria. A ocorrência de fraturas frágeis catastróficas nos navios da classe Liberty durante a 2ª Guerra Mundial, no entanto, trouxe à tona a necessidade de determinar uma temperatura limite, abaixo da qual o comportamento à fratura do material se altera de dúctil a frágil, de maneira a prever e evitar tais ocorrências. A essa temperatura se deu o nome de Temperatura de Transição Dúctil-Frágil (TTDF) dos materiais. Naquela época, no entanto, pouco sobre o assunto havia sido documentado e, dentre os ensaios disponíveis, o ensaio de impacto Charpy foi então considerado o ensaio que mais se adequava às necessidades para o estudo deste assunto, e permanece até hoje com ampla utilização para este fim. Diante deste contexto, o objetivo deste trabalho é realizar a determinação da TTDF utilizando várias metodologias, e realizar um estudo comparativo entre os resultados obtidos. Foi estudado o aço ASTM A-36 (2012) com três graus de deformação. Corpos de prova tipo A foram utilizados para realização de ensaio de impacto a diversas temperaturas, conforme norma ASTM E23 (2012). As diferentes definições para a TTDF dos aços estruturais foram apresentadas e utilizadas. O valor da TTDF considerando a condição de fragilidade nula do material é o maior dentre eles, sendo portanto o mais conservador. Quando se avaliam os dados de TTDF obtidos pela medição da expansão lateral dos corpos de prova, vê-se que com estes resultados não é possível avaliar alterações no comportamento do material devido ao efeito da pré-deformação. Já o comportamento de transição do material quando considerado o valor da TTDF na qual o material apresenta 50% de fratura dúctil e 50% de fratura frágil é muito similar nas 3 condições de pré-deformação adotadas, considerando ambas as metodologias de avaliação visual das faces de fratura dos corpos de prova ensaiados ao impacto, embora os valores sejam divergentes dos valores obtidos pelos métodos analíticos. Pela avaliação das faces de fratura dos corpos de prova por microscopia eletrônica de varredura, foi possível visualizar que nas regiões onde, por avaliação visual, considerou-se que havia fratura por clivagem, também haviam regiões com alvéolos resultantes de deformação plástica do material, típicos de fratura dúctil. Sendo assim, a determinação da TTDF pelo método da porcentagem de fratura dúctil ou por clivagem fica comprometida. Por fim, verificou-se que a metodologia mais indicada para determinação da TTDF é aquela obtida considerando que a TTDF é a temperatura na qual a energia absorvida é a média da energia absorvida nos patamares superior e inferior em função da temperatura, por tratar-se de um método simples, de fácil reprodutibilidade e aquela que melhor refletiu a tendência de comportamento do material quando se aplicam pré-deformações de até 8,6% no material.Dissertação Modelamento computacional das transformações de fase durante os ciclos térmicos de processamento de um aço inoxidável superdúplex(2021) Fiorante, Mariana Tortella MerliO presente projeto tem por objetivo realizar a simulação computacional da cinética de transformação e evolução das fases durante os ciclos térmicos de processamento de um aço inoxidável superdúplex, considerando as etapas de aquecimento, conformação plástica e resfriamento, com uso do software DICTRA®. Os dados de entrada para as simulações foram composição química e tamanho das fases, temperatura pretendida de simulação, e taxas de aquecimento e resfriamento quando necessárias a descrição do ciclo térmico. Foram utilizadas as bases de dados termodinâmica TCFE9 e de mobilidade atômica MOBFE4, com intuito de se obter resultados para diferentes modelos, possibilitando encontrar o que melhor descreve a cinética de transformação das fases. Foram simuladas diferentes taxas durante o aquecimento do material a partir de 950 °C, considerando condição microestrutural inicial de 50 % de ferrita [alfa] e 50 % austenita [gama], até 1250 °C, temperatura típica de conformação. No aquecimento, obteve-se fração máxima de 66,6% a à taxa de 0,30 °C/s, valor próximo aos 70% esperados pela simulação de equilíbrio em Thermo-Calc®. Após 1000 s de patamar a 1250 °C e resfriamento até a temperatura de solubilização, 1090 °C, à taxa de 0,30 °C/s, a fração de [alfa] reduziu para valores de 58,7%. Na sequência, também simulou-se diferentes taxas de resfriamento com ou sem a presença de patamar de solubilização. Considerando-se 3600 s de patamar a 1090 °C, foi possível recuperar a condição dúplex desejada, atingindo-se 55,5% [alfa], mas não atingindo os 50% esperados pelo equilíbrio, visto que ainda há gradiente de composição em [alfa] e [gama]nas simulações em DICTRA®. A fim de se manter a microestrutura dúplex anterior, realizou-se resfriamentos até 790 °C à taxa crítica de 3,0 °C/s, obtendo-se frações volumétrica de 56% [alfa], 43% [gama] e frações de sigma (s) iguais ou inferiores a 1%. Por outro lado, ao não se considerar o patamar à 1090 °C, isto é, promovendo o resfriamento até 790 °C à taxa de 3,0 °C/s a partir da condição de 58,7% [alfa], obteve-se frações volumétricas de 59,6% [alfa], 39,4% [gama] e 0,9% [sigma]. O DICTRA® mostrou-se inapto a simular a precipitação de nitretos de cromo (Cr2N) no resfriamento, ou por não haver supersaturação de nitrogênio (N) em [alfa] ou por ser incapaz de prever esta supersaturação. A partir dos resultados de cinética e evolução da fração volumétrica das fases no ciclo térmico de processamento do aço UNS S32750, foi possível obter o modelo computacional que melhor descreve o comportamento real do aço estudadoDissertação Projeto de aço inoxidável lean dúplex com adição de nióbio(2015) Alves, J. R. O.O presente trabalho teve como objetivo o projeto de liga de aço lean dúplex, com adição de nióbio, para compreensão das transformações de fase envolvidas nas solidificação, e durante solubilização, comparando os resultados obtidos com os estimados pelas simulações termodinâmicas de equilíbrio de fases e de Scheil por meio do software Thermo-Calc©. A identificação das fases foi realizada utilizando-se microscopia óptica, microscopia eletrônica de varredura (MEV), análises por espectroscopia por Energia Dispersiva (EDS), e difração de raios X. Já sua quantificação foi realizada via medidas magnéticas por meio de ferritoscópio. Segundo as simulações termodinâmicas em equilíbrio não foi possível obter uma estrutura dúplex composta apenas por 50% de ferrita e 50 % de austenita uma vez que ocorreram precipitações de nitretos a partir de líquido. Porém, diferentemente das simulações de equilíbrio de fases, as simulações de Scheil não indicaram a formação de fase Z. Um dos possíveis motivos para esta ausência da fase Z pode estar relacionado à formação de nitretos a partir do líquido e, portanto, pode ser uma evidência de que o consumo de elementos como cromo, nitrogênio e nióbio para a formação destas fases não permitirá a formação de fase Z no estado sólido. Porém, como as simulações de Scheil não indicam a precipitação de fase Z, as fases ricas em nitrogênio evidenciadas na análise microestrutural e de EDS provavelmente são nitretos de Nb. Assim como foi observado nas simulações exploratórias, o Nb tendeu a promover efeitos de redução da primeira temperatura de solubilização, partindo de 1280ºC para uma liga sem adição de Nb até 1130ºC para uma liga com 1% Nb. Porém, trata-se de temperaturas de solubilização elevadas para este caso e, portanto, mesmo com a redução desta temperatura de solubilização, afirmar que somente o nióbio evitará um crescimento de grão excessivo pode não ser conclusivo. Porém, não houvel alterações da segunda temperatura de solubilização em função do teor de Nb, mantendo-se em 730ºC. Com relação a fase sigma (ð), amplamente estudada pela literatura, a adição de nióbio não promoveu alterações quanto ao seu início de precipitação. O modo de solidificação encontrado nas simulações com teor de Nb de 0 a 4% (fração mássica), indicaram a sequência de solidificação como modo FA pela formação inicial de dendritas de ferrita, na qual a formação de austenita se dará a partir do líquido enriquecido com nitrogênio, já que esse nitrogênio foi segregado para o líquido quando da formação da ferrita. Já as simulações para 0,5 e 1% Nb indicara o modo F (ferrítico), típico dos aços inoxidáveis dúplex onde a austenita se formaria em transformação no estado sólido.Dissertação Simulação da cinética de formação da fase sigma durante envelhecimento isotérmico de aço inoxidável dúplex(2017) Morais, L. C.O objetivo deste trabalho consiste na simulação computacional da cinética de formação da fase sigma no aço inoxidável dúplex UNS S31803 envelhecido a 940 °C no software DICTRA® utilizando a base de dados MOB2. Para este estudo foram conduzidos envelhecimentos até 1.008 h a 940 °C em amostras previamente solubilizadas a temperatura de 1.120 °C por 96 h. A identificação das fases foi realizada utilizando-se microscopia óptica e análises por Espectroscopia por Energia Dispersiva em Microscópio Eletrônico de Varredura (EDS-MEV). Já a determinação da fração volumétrica de fases foi realizada por estereologia quantitativa, a partir de imagens obtidas após ataque eletroquímico em solução 10% KOH e ataque metalográfico por imersão em reagente Beraha Modificado para quantificação da fase sigma (?), e Beraha Modificado para quantificação das fases ferrita (?) e austenita (?). Foi realizada a simulação no software DICTRA® de 3 modelos considerando os elementos Fe-Cr-Ni- Mo-N, e mais 1 com a adição de Mn, buscando a obtenção do modelo que melhor descreve a cinética de formação da fase sigma. O modelo ????(inativa) não foi capaz de descrever a cinética de formação da fase intermetálica. Já modelo ?-??(inativa) -? mostrou aderência aos resultados experimentais até 2 horas de simulação, indicando a capacidade do modelo de descrever o estágio inicial de formação desta fase. Os resultados obtidos via simulação do modelo ?-?-??(ativa) mostraram boa aderência até 24 h de simulação, contudo o modelo não avança para tempos superiores a 240 horas, devido a saturação de N na austenita e tentativa de formação de nitretos. A adição de Mn na simulação do modelo ?-?-??(ativa) aumentou a solubilidade de N na austenita, permitindo o progresso da simulação para tempos superiores a 1.008 h a 940 °C, mas retardou a cinética de formação da fase sigma, quando comparadas as frações volumétricas simuladas e experimentais. Os perfis de composição obtidos a partir da simulação do modelo 2 descreveram melhor o empobrecimento em Cr e Mo nas interfaces ferrita/sigma e austenita/sigma, enquanto os perfis obtidos pela simulação do modelo 3 descreveram melhor a partição dos elementos químicos em função do reequílibrio das fases austenita e ferrita.Dissertação Transformação martensítica induzida por deformação em ações inoxidáveis austeníticos Séries UNS30100 e UNS3210(2021) MOREIRA, P. H. P.A busca por aços com menor custo aliado a uma grande resistência estão no centro das atenções da indústria de transporte. O menor peso proporciona elementos mais leves, consequentemente menor gasto energético e menor emissão de gases de efeito estufa. Os aços inoxidáveis austeníticos, especialmente os que sofrem transformação martensítica induzida por deformação (TMID), estão no centro deste desafio por possibilitarem a alteração das suas propriedades mecânicas durante o trabalho a frio de forma mais contundente que aços em que apenas o encruamento ocorre. Chapas de aços série UNS S30100 e UNS S32100 foram tratadas termicamente e submetidas a deformação plástica por laminação nas temperaturas ambiente e criogênica (-196°C) com o objetivo de verificar a influência da temperatura e da deformação imposta na formação da fase martensita a’. Duas técnicas de verificação foram utilizadas no estudo das amostras: a difração de raios-X (DRX) e a ferritoscopia. Os resultados indicaram que ambas as séries UNS S30100 e UNS S32100 apresentaram aumento na fração em volume de martensita a’ quando submetidas à deformação plástica tanto na temperatura ambiente como na criogênica (-196°C), sendo que a última possibilitou maior formação da fase a’ em baixas deformações. Foi possível obter uma equação empírica característica para a evolução da transformação martensítica induzida por deformação na laminação para ambas as séries de aços inoxidáveis, apresentando alta precisão. Foi possível comparar a influência das energias química e mecânica na transformação martensítica para ambas as séries