Programa de Pós-Graduação de Mestrado e Doutorado em Engenharia Mecânica
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Navegando Programa de Pós-Graduação de Mestrado e Doutorado em Engenharia Mecânica por Assunto "Aço inoxidável"
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Dissertação 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 microestrutural e do comportamento termomecânico do aço inoxidável HK-30 conformado por gelcasting(2015) Oliveira, L. F. R.O processo gelcasting consiste em uma técnica de conformação originalmente desenvolvido para materiais cerâmicos, baseado em uma suspensão concentrada de material particulado em uma solução aquosa que pode ser moldada e posteriormente, através de uma reação química, gelifica no interior do molde, resultando em uma peça rígida e com boa resistência mecânica. Embora tenha sido desenvolvido há mais de 20 anos, há poucos registros do processo gelcasting aplicado à metalurgia do pó. Além disso, ao ser adaptado para sistemas de partículas metálicas, torna-se necessário lidar com a maior tendência à sedimentação desses pós, uma vez que se tratam de partículas maiores e mais densas que partículas de materiais cerâmicos. Nesse sentido, este trabalho verifica a eventual ocorrência de sedimentação no período que precede a gelificação, o que poderia gerar um gradiente de compactação nas peças com efeitos indesejados sobre suas propriedades mecânicas. Para isso, amostras cilíndricas foram moldadas com uma altura de 10 cm, utilizando um pó de liga de aço inoxidável para aplicações em alta temperatura (HK-30) com duas granulometrias distintas (10F, D50=7?m e 20F, D50=12 ?m). Após sinterização em forno a vácuo, as peças foram seccionadas e amostras foram extraídas das regiões mais alta (topo) e mais baixa (base) para avaliação de densidade e caracterização microestrutral. Adicionalmente, a tensão de escoamento foi avaliada através de ensaio de compressão em temperatura ambiente e a 800oC. Os resultados mostraram que houve excelente densificação de todas as amostras. Entretanto, a avaliação microestrutural revelou a existência de certa porosidade residual para as amostras processadas a partir do pó com granulometria 10F. As propriedades mecânicas medidas em temperatura ambiente e a 800oC foram compatíveis às disponíveis na literatura para a mesma liga processada por fundição, para as amostras produzidas a partir do pó com granulometria 20F. No entanto, para as amostras produzidas com o pó 10F verificaram-se valores de tensão de escoamento 50% menores, apenas para os testes conduzidos a 800oC, o que foi atribuído à maior presença de poros na microestrutura. Em todos os casos, não foi identificada qualquer diferença significativa de densidade ou de tensão de escoamento entre as amostras extraídas do topo e da base do cilindro, comprovando a hipótese de que foi possível processar os pós de aço HK-30 através da técnica gelcasting evitando-se de maneira satisfatória a ocorrência de segregação de partículas e heterogeneidade microestrutural.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 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 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 Investigação das transformações de fase do aço UNS S31803 entre 300C e 650C(2010) Melo, E. B.Dissertação Dissertação 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.