BR112012027704B1 - método para fabricação e utilização de aço inoxidável ferrítico-austenítico com alta formabilidade - Google Patents

Abstract

MÉTODO PARA FABRICAÇÃO E UTILIZAÇÃO DE AÇO INOXIDÁVEL FERRÍTICO-AUSTENÍTICO COM ALTA FORMABILIDADE A presente invenção está correlacionada a um método de fabricação de um aço inoxidável ferrítico-austenítico, tendo satisfatória formabilidade e alto alongamento. O aço inoxidável é tratado termicamente, de modo que a sua microestrutura contenha 45-75% de austenita na condição tratada termicamente, a microestrutura restante sendo ferrita, e a temperatura medida MD30 do aço inoxidável é ajustada entre 0 e 50°C, a fim de utilizar a plasticidade induzida por transformação (TRIP) para melhorar a formabilidade do aço inoxidável.

Description

Campo Técnico da Invenção

[001] A presente invenção se refere a um método para fabricação e utilização de um aço inoxidável de pouco teor ferrítico-austenítico, fabricado principalmente na forma de bobinas com alta resistência, excelente formabilidade e satisfatória resistência à corrosão. A característica de formabilidade é obtida por meio de uma controlada transformação de martensita da fase austenítica, o que resulta na chamada plasticidade induzida por transformação (TRIP).

Antecedentes da Invenção

[002] Numerosas ligas de baixos teores ferrítico- austenítico ou ligas duplex/duplas tem sido propostas para combater os altos custos de determinadas matérias-primas, como o níquel e molibdênio, com o principal objetivo de se obter uma adequada resistência e desempenho contra corrosão. Ao se fazer referência às publicações seguintes, os teores dos elementos estão em % em peso, caso não indicado ao contrário.

[003] A Patente U.S. No. 3.736.131 descreve um aço inoxidável ferrítico-austenítico com 4-11% de Mn, 19-24% de Cr, até 3,0% de Ni e 0,12-0,26% de N, contendo 10-50% de austenita, dito aço inoxidável sendo estável e exibindo alta tenacidade. A alta tenacidade é obtida ao se evitar a transformação da austenita em martensita.

[004] A Patente U.S. No. 4.828.630 divulga aços inoxidáveis duplex, com 17-21,5% de Cr, 1 a menos de 4% de Ni, 4-8% de Mn e 0,05-0,15% de N, ditos aços sendo estáveis contra transformação à martensita. O teor de ferrita deve ser mantido abaixo de 60%, para se obter uma satisfatória ductilidade.

[005] A Patente Sueca, SE 517449, descreve uma liga duplex de baixo teor, de alta resistência, satisfatória ductilidade e alta estabilidade estrutural, com 20-23% de Cr, 3-8% de Mn, 1,1-1,7% de Ni e 0,15-0,30% de N.

[006] O Pedido de Patente WO 2006/071027 descreve um aço duplex com baixo teor de níquel, com 19,5-22,5% de Cr, 0,5-2,5% de Mo, 1,0-3,0% de Ni, 1,5-4,5% de Mn e 0,15-0,25% de N, tendo aperfeiçoada ductilidade a quente, se comparado com aços similares.

[007] A Patente EP 1352982 divulga uma maneira de evitar fissuras retardadas em aços austeníticos de Cr-Mn, mediante introdução de determinadas quantidades de fase ferrita.

[008] Nos últimos anos, os aços duplex de baixos teores têm sido bastante usados e os aços de acordo com a Patente U.S. No. 4.848.630, Patente SE 517.449, Pedido de Patente EP 1867748 e Patente U.S. No. 6.623.569 têm sido usados comercialmente em um grande número de aplicações. O aço duplex Outokumpu LDX 2101®, conforme descrito na Patente SE 517.449, tem sido amplamente usado em tanques de armazenamento, veículos de transporte, etc. Esses aços duplex de baixos teores apresentam o mesmo problema dos outros aços duplex, uma limitada formabilidade, o que faz com que sejam menos aplicáveis no uso de peças altamente modeladas, diferentemente dos aços inoxidáveis austeníticos. Portanto, os aços duplex apresentam uma limitada aplicação na fabricação de componentes, como, por exemplo, trocadores de calor de placas. Entretanto, os aços duplex de baixos teores possuem um notável potencial para uma aperfeiçoada ductilidade, na medida em que a fase austenita pode ser tornada suficientemente baixa no teor da liga, para que esta seja metaestável, proporcionando um aumento de plasticidade por um mecanismo, conforme descrito abaixo.

[009] Existem algumas poucas referências de uso de uma fase austenítica metaestável em aços duplex, para proporcionar aperfeiçoada resistência e ductilidade. A Patente U.S. No. 6.096.441 faz referência a aços austeníticos-ferríticos, com alto alongamento à tração, contendo, essencialmente, 18-22% de Cr, 2-4% de Mn, menos de 1% de Ni e 0,1-0,3% de N. Um parâmetro correlacionado à estabilidade em termos de formação de martensita deve estar dentro de uma determinada faixa, o que resulta em aperfeiçoado alongamento à tração. O Pedido de Patente U.S. No. 2007/0163679 descreve uma faixa bastante ampla de ligas austeníticas-ferríticas, apresentando alta formabilidade, principalmente, mediante controle do teor de C+N na fase austenítica.

[0010] A plasticidade induzida por transformação (TRIP) é um efeito conhecido dos aços austeníticos metaestáveis.Assim, por exemplo, um gargalo local em uma amostra de teste de tração é impedido por uma transformação induzida por esforço de austenita mole para martensita dura, conduzindo a deformação para outra localização da amostra, e resultando em uma deformação mais uniforme.A TRIP pode também ser usada para aços ferríticos- austeníticos (duplex), se a fase austenítica for designada corretamente. A maneira clássica de projetar a fase austenítica para um determinado efeito da TRIP é utilizar expressões empíricas estabelecidas ou modificadas para a estabilidade da austenita com base na sua composição química, uma das quais sendo a temperatura Md30. A temperatura Md30 é definida como a temperatura na qual um esforço nominal de 0,3 produz uma transformação de 50% da austenita em martensita. Entretanto, as expressões típicas são estabelecidas com os aços austeníticos e existe um risco de aplicação das mesmas nos aços inoxidáveis duplex.

[0011] Portanto, é mais complexo se projetar a estabilidade da austenita dos aços duplex, uma vez que a composição da fase austenita depende da química do aço e de seu histórico térmico. Além disso, a morfologia e tamanho da fase influenciam o comportamento da transformação. A Patente U.S. No. 6.096.441 utiliza uma expressão para a composição a granel e reivindica uma determinada faixa (40115) que é exigida para obtenção do efeito desejado. Entretanto, essa informação é apenas válida para o histórico térmico usado para os aços dessa específica pesquisa, na medida em que a composição austenítica irá variar com a temperatura de recozimento. No Pedido de Patente U.S. No. 2007/0163679, a composição da austenita foi medida e uma fórmula geral Md para a fase da austenita foi especificada na faixa de -30 a 90, para os aços mostrarem as desejadas propriedades.

[0012] As fórmulas empíricas para a estabilidade da austenita são baseadas nas investigações de aços austeníticos padrões, e podem apresentar uma limitação de uso para a fase austenítica nos aços duplex, na medida em que as condições para estabilidade não são restringidas somente à composição, mas, também, para tensões residuais e parâmetros de fase ou granulação. Conforme divulgado no Pedido de Patente U.S. No. 2007/0163679, uma maneira mais direta é acessar a estabilidade da martensita através da medição da composição da fase da austenita, e cálculo da quantidade de formação de martensita após trabalho a frio. Entretanto, esse é um procedimento bastante inconveniente e dispendioso, exigindo um laboratório metalúrgico de alta classe. Outra maneira é se utilizar banco de dados termodinâmicos para prever o balanço da fase de equilíbrio e as composições de cada fase. No entanto, esses bancos de dados não podem descrever as condições de desequilíbrio que prevalecem após os tratamentos termomecânicos na maioria dos casos práticos. Um intenso trabalho com diferentes composições duplex tendo uma fase de austenita parcialmente metaestável mostrou que as temperaturas de recozimento e as velocidades de resfriamento influenciaram de modo acentuado o teor da austenita e da composição, fazendo difíceis previsões da formação de martensita com base nas expressões empíricas.Para possibilitar o completo controle da formação de martensita nos aços duplex, o conhecimento da composição da austenita, juntamente com os parâmetros micro-estruturais pareceu necessário, porém, não suficiente.

Divulgação da Invenção

[0013] Em vista dos problemas citados pelo estado da técnica, uma maneira adequada de implementar a invenção é medir a temperatura Md30 para diferentes aços e usar essa informação para projetar composições ótimas e etapas de fabricação, para aços duplex de alta ductilidade. Adicional informação obtida da medição da temperatura Md30 é a dependência da temperatura para diferentes aços. Na medida em que os processos de conformação ocorrem sob diversas temperaturas, é de importância conhecer essa dependência e usar a mesma para modelagem do comportamento de conformação.

[0014] O principal objetivo da presente invenção é prover um método de fabricação controlado, de transformação de martensita induzida por esforço, em um aço inoxidável duplex de baixos teores, de modo a obter excelente formabilidade e satisfatória resistência à corrosão. Os efeitos desejados podem ser obtidos com uma liga, principalmente, compreendendo (em % em peso): menos que 0,05% de C, 0,2-0,7% de Si, 2-5% de Mn, 19-20,5% de Cr, 0,8-1,35% de Ni, menos que 0,6% de Mo, menos que 1% de Cu, 0,16-0,22% de N, o balanço sendo ferro e inevitáveis impurezas que ocorrem nos aços inoxidáveis. Opcionalmente, a liga pode conter ainda um ou mais elementos deliberadamente adicionados: 0-0,5% de tungstênio (W), 00,2% de nióbio (Nb), 0-0,1% de titânio (Ti), 0-0,2% de vanádio (V), 0-0,5% de cobalto (Co), 0-50 ppm de boro (B), e 0-0,04% de alumínio (Al). O aço pode conter inevitáveis traços de elementos, tais como, impurezas, por exemplo, 050 ppm de oxigênio (O), 0-50 ppm de enxofre (S) e 0-0,04% de fósforo (P). O aço duplex de acordo com a invenção deve conter de 45 a 75% de austenita na condição tratada termicamente, a fase restante sendo ferrita e nenhuma martensita térmica. O tratamento térmico pode ser realizado usando diferentes métodos de tratamento térmico, tais como, recozimento de solução, recozimento por indução de alta freqüência, ou recozimento local, numa faixa de temperatura de 900 a 1200°C, vantajosamente, de 1000 a 1150°C. Para obter a desejada melhoria de ductilidade, a temperatura medida Md30 deve ser entre 0°C e +50°C. As fórmulas empíricas que descrevem a correlação entre as composições de aço e os tratamentos termomecânicos devem ser usadas para projetar uma ótima formabilidade dos ditos aços.As características essenciais da presente invenção são apresentadas nas reivindicações anexas.

[0015] Uma importante característica da presente invenção é o comportamento da fase austenítica na microestrutura duplex. A operação com diferentes ligas mostrou que as desejadas propriedades são apenas obtidas dentro de uma estreita faixa de composição. Entretanto, a idéia principal da presente invenção é divulgar um procedimentoparaobterumaótimaductilidade de determinadasligasduplex, emque osaços propostos representam exemplos desse efeito. Entretanto, o balanço ente os elementos formadores de liga é crucial, uma vez que todos esses elementos afetam o teor de austenita, adicionando estabilidade à austenita e influenciando sua resistência e resistência contra corrosão. Além disso, o tamanho e morfologia da microestrutura irão afetar a estabilidade da fase, assim como, a resistência do material, e devem ser restringidos para um processo controlado.

[0016] Devido à deficiência na previsão do comportamento da formabilidade dos aços ferríticos- austeníticos metaestáveis, um novo conceito ou modelo é apresentado. Esse modelo é baseado nos valores metalúrgicos e mecânicos medidos, acoplados com as descrições empíricas, de modo a selecionar adequados tratamentos termomecânicos para produtos com propriedades especificadas.

[0017] Os efeitos de diferentes elementos na microestrutura são descritos a seguir, em que os teores dos elementos são expressos em % em peso:

[0018] - Carbono (C): este elemento se divide na fase austenítica e apresenta um forte efeito sobre a estabilidade da austenita. O carbono pode ser adicionado em até 0,05%, mas, a adição de níveis mais altos proporciona influência prejudicial na resistência à corrosão. Preferivelmente, o teor de carbono deve ser de 0,01-0,04%.

[0019] - Nitrogênio (N): o nitrogênio é um importante estabilizador da austenita nas ligas duplex e, como o carbono, aumenta a estabilidade contra a martensita. O nitrogênio também aumenta a resistência, a têmpera sob tensão e resistência à corrosão. Expressões empíricas gerais publicadas com relação à temperatura Md30 indicam que o nitrogênio e o carbono apresentam a mesma acentuada influência sobre a estabilidade da austenita, mas, o presente trabalho mostra uma influência mais fraca do nitrogênio nas ligas duplex. Na medida em que o nitrogênio pode ser adicionado aos aços inoxidáveis em maior proporção que o carbono sem efeitos adversos quanto à resistência à corrosão, teores de 0,16 até 0,24% são efetivos nas ligas atuais. Para um perfil de propriedade ótima é preferível o teor de 0,18-0,22%.

[0020] - Silício (Si): este elemento é normalmente adicionado aos aços inoxidáveis na forma fundida para fins de desoxidação, não devendo ser abaixo de 0,2%. O silício estabiliza a fase da ferrita nos aços duplex, porém, apresenta um efeito de estabilização mais forte sobre a estabilidade da austenita contra a formação da martensita, do que o efeito mostrado nas expressões correntes. Por essa razão, o silício é maximizado para 0,7%, preferivelmente, 0,6%, mais preferivelmente, 0,4%.

[0021] - Manganês (Mn): este elemento constitui uma importante adição para estabilizar a fase da austenita e aumentar a solubilidade de nitrogênio no aço. Através disso, o manganês pode parcialmente substituir o níquel (de alto custo), e trazer o aço para o correto balanço de fase. Níveis demasiadamente altos irão reduzir a resistência à corrosão. O manganês apresenta um efeito mais forte sobre a estabilidade da austenita, contra a deformação da martensita, do que o indicado na literatura publicada, e o teor de manganês deve ser cuidadosamente dimensionado. A faixa do teor de manganês deve ser de 2,0 a 5,0%.

[0022] - Cromo (Cr): o cromo é a principal adição para tornar o aço resistente à corrosão. Sendo o cromo o estabilizador da ferrita, é também a principal adição para criar um adequado balanço de fase entre a austenita e a ferrita. Para proporcionar essas funções, o nível de cromo deve ser de pelo menos 19%, e para restringir a fase da ferrita para níveis apropriados na finalidade em questão, o teor máximo deve ser de 20,5%.

[0023] - Níquel (Ni): o níquel é um essencial elemento formador de liga, para estabilização da fase da austenita e para satisfatória ductilidade e, pelo menos, um teor de 0,8% deve ser adicionado ao aço. Pelo fato de ter uma grande influência sobre a estabilidade da austenita contra a formação de martensita, o níquel deve estar presente em uma estreita faixa. Pelo fato do alto custo do níquel e flutuação do preço, o níquel deve ser maximizado nos aços em questão para 1,35%, preferivelmente, para 1,25%. De modo ideal, a composição do níquel deve ser de 1,0-1,25%.

[0024] - Cobre (Cu): o cobre está normalmente presente como um resíduo, de 0,1-0,5%, na maioria dos aços inoxidáveis, como matéria-prima de grande aplicação na forma de escória inoxidável, contendo esse elemento. O cobre é um estabilizador fraco da fase austenita, mas, apresenta um forte efeito sobre a resistência à formação de martensita e deve ser considerado na avaliação da formabilidade das ligas em questão. Uma adição intencional de até 1,0% pode ser feita.

[0025] - Molibdênio (Mo): este elemento é um estabilizador de ferrita que pode ser adicionado para aumentar a resistência à corrosão. O molibdênio aumenta a resistência à formação da martensita e juntamente com outras adições, o molibdênio não pode ser adicionado em teor maior que 0,6%.

[0026] A presente invenção será descrita em maiores detalhes fazendo-se referência aos desenhos anexos, nos quais: -a figura 1 é um diagrama mostrando resultados da medição da temperatura Md30, usando um equipamento Satmagan; -a figura 2 mostra a influência da temperatura Md30 e o teor de martensita na têmpera sob tensão, e um alongamento uniforme dos aços da invenção recozidos à temperatura de 1050°C; -a figura 3a mostra a influência da temperatura medida Md30 sobre o alongamento; -a figura 3b mostra a influência da temperatura calculada Md30 sobre o alongamento; -a figura 4 mostra o efeito do teor de austenita sobre o alongamento; -a figura 5 mostra a microestrutura da liga (A) da invenção, usando avaliação por difração de elétrons retro- difundidos (EBSD), quando recozida à temperatura de 1050°C; -a figura 6 mostra as microestruturas da liga (B) da invenção, quando recozida à temperatura de 1050°C; e -a figura 7 é uma ilustração esquemática de um modelo de ajuda ferramental.

[0027] Estudos detalhados de formação da martensita foram realizados em algumas ligas duplex de baixos teores.Uma particular atenção foi dada ao efeito de formação da martensita e temperatura Md30 sobre as propriedades mecânicas.Esse conhecimento, crítico para se projetar um grau de aço de ótimas propriedades, é omisso das Patentes descritas pelo estado da técnica. Foram feitos testes para algumas ligas selecionadas, conforme mostrado na Tabela 1. Tabela 1 - Composição Química de Ligas Testadas

[0028] As ligas A, B e C são exemplos da presenteinvenção. A liga D é referida pelo Pedido de Patente U.S.No. 2007/063679, enquanto a liga LDX 2101 é um exemplo fabricado comercialmente e referido na Patente SE 517449, um aço duplex de baixos teores com uma fase austenítica que apresenta satisfatória estabilidade à formação de deformação da martensita.

[0029] Os aços foram fabricados em um forno de indução a vácuo, em escala de 60 kg para pequenos lingotes, que foram laminados a quente e laminados a frio, até uma espessura de 1,5 mm. A liga 2101 foi comercialmente produzida em escala de 100 toneladas, laminada a quente e a frio, na forma de bobina. Um tratamento térmico usando recozimento de solução foi feito em diferentes temperaturas, de 1000 a 1150°C, seguido de rápido resfriamento feito por ar ou por água.

[0030] A composição química da fase austenítica foi medida usando microscópio de varredura de elétron (SEM), com análise espectroscópica de energia dispersiva e comprimento de onda dispersivo, e os teores se encontram apresentados na Tabela 2. A proporção da fase austenítica (% Y) foi medida em amostras cauterizadas, usando análise de imagem em microscópio luminoso ótico. Tabela 2 - Composição da Fase Austenítica das Ligas após Diferentes Tratamentos

[0031] As temperaturas nominais Md30 (temperatura de teste Md30) foram estabelecidas mediante tensionamento das amostras por tração, para esforço nominal de 0,30 em diferentes temperaturas, e mediante medição da fração de martensita transformada (% de martensita) com equipamento Satmagan. O equipamento Satmagan é uma balança magnética, em que a fração de fase ferromagnética é determinada mediante colocação de uma amostra em um campo de saturação magnética, e através de comparação das forças magnéticas e gravitacionais induzidas pela amostra. Os teores de martensita medidos e as resultantes temperaturas nominais Md30 (Md30 medida) juntamente com as temperaturas previstas usando a expressão de Nohara: Md30 = 551 - 462(C+N)- 9,2 Si - 8,1 Mn - 13,7 Cr - 29(Ni+Cu) - 18,5 Mo - 68 Nb (Md30 Nohara), para a composição de austenita, se encontram relacionados na Tabela 3. A proporção medida de austenita transformada em martensita, na tensão nominal de 0,3 vezes a temperatura do teste é ilustrada na figura 1.Tabela 3 - Detalhes das Medições de Md30

[0032] As medições dos teores de ferrita e austenita foram feitas usando análise de imagem luminosa ótica, após cauterização no meio de cauterização de Baraha, e os resultados são apresentados na Tabela 4. As microestruturas foram também examinadas com relação à finura da estrutura, expressa como largura da austenita (largura y) e espaçamento da austenita (espaçamento y) . Esses dados estão incluídos na Tabela 4, como, também, o alongamento uniforme (Ag) e alongamento à fratura (A50/A80) que resulta nas direções longitudinais (long.) e transversais (trans.). Tabela 4 - Parâmetros Microestruturais, Temperaturas Md30 eDados de Ductilidade

* Testes de Tração executados de acordo com a Norma EN10002-1.

[0033] Exemplos das microestruturas resultantes são mostrados nas figuras 5 e 6. Os resultados do teste de tração (velocidade de esforço padrão de 0,001 s-1 / 0,008s- 1) são apresentados na Tabela 5. Tabela 5 - Dados do Teste de Tração Integral

1)Velocidade deesforço de 0,00075s-1 / 0,005s-1 2)A80

[0034]Para investigar a resistência à corrosão, ospotenciais decorrosão alveolar das ligas foram medidos nas amostras, as quais foram molhadas no solo com um acabamento superficial de malha 320, em uma solução de NaCl 1M, à temperatura de 25°C, usando eletrodo padrão de Calomelano, com uma varredura de voltagem de 10 mV/min. Três medições individuais foram feitas para cada grau de liga. Os resultados são mostrados na Tabela 6. Tabela 6 - Testes de Corrosão tipo Puntiforme ou Alveolar

[0035] A Tabela 2 revela que o balanço de fase e a composição da fase da austenita variam com a temperatura de recozimento da solução. O teor de austenita diminui com o aumento de temperatura. A mudança de composição nos elementos substitutivos é pequena, enquanto os elementos intersticiais carbono e nitrogênio mostram uma maior variação. Na medida em que os elementos carbono e nitrogênio, de acordo com as fórmulas disponíveis, apresentam um forte efeito sobre a estabilidade da austenita contra a formação de martensita, parece ser crítico controlar seus teores na austenita. Conforme mostrado na Tabela 3, as temperaturas Md30 calculadas são claramente inferiores para os tratamentos térmicos de temperaturas mais altas, o que indica uma maior estabilidade. Entretanto, as temperaturas Md30 medidas não exibem essa dependência. Para as ligas (A), (B) e (C), a temperatura Md30 é ligeiramente reduzida, de apenas 3-4°C, quando se aumenta a temperatura da solução de 100°C. Essa diferença pode ser atribuída a diversos efeitos. Assim, por exemplo, uma temperatura mais alta de recozimento resulta em uma microestrutura mais grossa, o que é conhecido por afetar a formação de martensita. Os exemplos testados apresentam uma largura ou espaçamento de austenita da ordem de cerca de 2 a 6 pm. Os produtos com a microestrutura mais grossa mostram diferentes estabilidades e descrição de desvio.Os resultados mostram que a previsão de formação de martensita usando expressões correntes estabelecidas não é funcional, mesmo que avançados métodos metalográficos sejam utilizados.

[0036] Na figura 1, os resultados da Tabela 3 são plotados e as curvas mostram que a influência da temperatura na formação da martensita é similar às das ligas testadas. Essa dependência é uma importante parte das descrições empíricas para a projetada formabilidade, na medida em que nos processos de conformação industrial, a temperatura pode variar consideravelmente.

[0037] A figura 2 ilustra a forte influência da temperatura Md30 da austenita (temperatura medida) e a quantidade de martensita transformada induzida por tensão (Ca’), sobre as propriedades mecânicas.Na figura 2, as curvas reais/nominais de esforço-tensão dos aços testados são mostradas com linhas finas. As linhas grossas correspondem à velocidade de têmpera sob tensão dos aços, obtida mediante diferenciação das curvas de esforço-tensão. De acordo com o critério considerado, o início do gargalo, que corresponde a um alongamento uniforme, ocorre na intersecção da curva de esforço-tensão, e curvas de têmpera sob tensão, após o que, a têmpera sob tensão não poderá compensar a redução da capacidade de suporte de carga do material, causada pelo afinamento.

[0038] As temperaturas Md30 e os teores de martensita no alongamento uniforme dos aços testados são também mostrados na figura 2. É óbvio que a velocidade de têmpera sob tensão do aço é essencialmente dependente do grau de formação da martensita. Quanto mais martensita for formada, maior velocidade de têmpera sob tensão será alcançada. Assim, ao cuidadosamente ajustar a temperatura de Md30, as propriedades mecânicas, notadamente, a combinação de resistência à tração e alongamento uniforme podem ser otimizados.

[0039] Aparentemente, baseado nos presentes resultados experimentais, a faixa ótima de temperatura Md30 é substancialmente mais estreita que a indicada pelas Patentes do Estado da Técnica. Uma temperatura Md30 demasiadamente alta provoca um rápido pico da velocidade de têmpera sob tensão. Após alcançar o pico, a velocidade sob tensão cai rapidamente, o que resulta em um antecipado início do gargalo e baixo alongamento uniforme. De acordo com os resultados experimentais, a temperatura Md30 do aço (C) aparece próxima do limite superior. Se a temperatura Md30 for muito mais alta, o alongamento uniforme será substancialmente reduzido.

[0040] Por outro lado, se a temperatura Md30 for demasiadamente baixa, uma quantidade insuficiente de martensita será formada durante a deformação. Portanto, a velocidade de têmpera sob tensão permanece baixa e, conseqüentemente, o início do gargalo ocorre em um baixo nível de tensão. Na figura 2, o aço LDX 2101 representa um comportamento típico de um grau de aço duplex estável, com baixo alongamento uniforme. A temperatura Md30 do aço (B) foi de 17°C, alta o suficiente para possibilitar uma suficiente formação de martensita e garantir um alto alongamento. Entretanto, se a temperatura Md30 for mais baixa, uma quantidade muito pequena de martensita será formada e o alongamento, evidentemente, poderá ser menor.

[0041] Com base nos experimentos, a composição química e os tratamentos termomecânicos serão projetados, de modo que a resultante temperatura Md30 do aço varie entre 0 e +50°C, preferivelmente, entre 10°C e 45°C, mais ainda preferivelmente, entre 20°C e 35°C.

[0042] Os dados do teste de tração mostrados na Tabela 5 ilustram que o alongamento na fratura é alto para todos os aços de acordo com a invenção, enquanto o aço comercial duplex de baixos teores (LDX 2101), com uma fase de austenita mais estável, exibe típicos valores de alongamento mais baixos para os aços duplex padrões. A figura 3a ilustra a influência das temperaturas Md30 medidas da austenita, com relação à ductilidade. Para os exemplos em questão, uma ótima ductilidade é obtida para as temperaturas Md30 situadas entre 10°C e 30 °C. Na figura 3b, é plotada a influência das temperaturas Md30 calculadas com relação à ductilidade.

[0043] Ambos os diagramas, figura 3a e figura 3b, ilustram claramente que existe uma correlação quase parabólica entre os valores de temperatura Md30 e o alongamento, sem levar em conta como a temperatura Md30 foi obtida. Existe uma clara discrepância entre os valores de Md30 medidos e calculados, em particular, para a liga (C). Os diagramas mostram que a faixa desejada da temperatura Md30 é muito mais estreita do que a previsão dos cálculos, o que significa que o controle do processo precisa ser melhor otimizado para que se obtenha um desejado efeito de TRIP. A figura 4 mostra que o teor de austenita para uma ductilidade ótima varia de 50-70%, no caso dos exemplos usados. Na figura 5, a temperatura Md30 da liga (A) é testada à temperatura de 40°C, tendo na microestrutura 18% de martensita (em imagem cinza) e cerca de 30% de austenita (imagem em preto), o restante sendo ferrita (imagem em branco).

[0044] A figura 6 mostra as microestruturas da liga (B) da invenção, após recozimento à temperatura de 1050°C. As fases na figura 6 são ferrita (cor cinza), austenita (cor branca) e martensita (cor cinza escuro, dentro de faixas de austenita (cor branca)). Na figura 6, a parte (a) se refere a um material de referência; a parte (b) se refere à temperatura Md30 testada à temperatura ambiente; a parte (C) se refere à temperatura Md30 testada à temperatura de 40°C; e a parte (d) se refere à temperatura Md30 testada à temperatura de 60°C.

[0045] O controle da temperatura Md30 é crítico para se obter um alto alongamento à deformação. Também, é importante tomar a temperatura do material durante a deformação, na medida em que a mesma influencia sobremaneira a quantidade de martensita que pode ser formada. Os dados na Tabela 5 e figuras 3a e 3b se referem a testes feitos à temperatura ambiente, mas, um aumento que possa ocorrer na temperatura não pode ser evitado, devido ao aquecimento adiabático. Conseqüentemente, os aços com uma baixa temperatura Md30 podem não mostrar um efeito TRIP, se deformados sob uma temperatura elevada, enquanto os aços tendo uma temperatura Md30, aparentemente, bastante alta para obtenção de uma ótima ductilidade à temperatura ambiente, irão mostrar excelente alongamento sob elevadas temperaturas. Os testes de tração com as ligas (A) e (C) em diferentes temperaturas (Tabela 7) mostraram as seguintes mudanças relativas de alongamento. Tabela 7 - Testes de Tração com as Ligas (A) e (C) , em Diferentes Temperaturas

[0046] Os resultados mostram que a liga (A) com uma menor temperatura Md30 exibe uma redução no alongamento sob elevada temperatura, enquanto a liga (C) com uma temperatura Md30 mais alta demonstra um aumento de alongamento quando a temperatura é elevada.

[0047] A Tabela 6 mostra que a resistência à corrosão alveolar, expressa como potencial de corrosão alveolar em NaCl 1M, é pelo menos tão satisfatória quanto a do aço austenítico padrão 304L.

[0048] O estado da técnica não divulga suficiente capacidade de projetar aços duplex com adequado efeito TRIP, na medida em que as previsões de comportamento do aço que utiliza fórmulas estabelecidas não são seguras, e que proporcionam variações demasiadamente amplas nas composições e em outras especificações. De acordo com a presente invenção, os aços duplex de baixos teores podem ser projetados de forma mais segura e fabricados com ótima ductilidade, mediante seleção de determinadas faixas de composições e uso de um especial procedimento, envolvendo a medição da temperatura nominal Md30, e mediante emprego de especial conhecimento empírico para controlar os processos de fabricação. Essa nova abordagem inovadora é necessária, para que seja possível utilizar o real efeito TRIP, no projeto de produtos de alta formabilidade. Conforme ilustrado na figura 7, um conceito ferramental é usado, em que são usados modelos empíricos para o balanço de fase e estabilidade da austenita com base nas medições, para selecionar as composições de ligas que serão submetidas a especiais tratamentos termomecânicos, para obtenção da desejada formabilidade (a fração de austenita e a temperatura Md30). Mediante esse modelo, é possível se projetar a estabilidade da austenita, proporcionando uma ótima formabilidade ou uma aplicação de solução para um determinado cliente, com uma maior flexibilidade do que no caso dos aços inoxidáveis austeníticos que exibem o efeito TRIP. Para esses aços inoxidáveis austeníticos, a única maneira de se ajustar o efeito TRIP é escolher outra composição fundida, enquanto que de acordo com a presente invenção, se utiliza o efeito TRIP em uma liga duplex, e onde o tratamento térmico do tipo temperatura de recozimento da solução proporciona uma oportunidade de fino ajuste do efeito TRIP, sem necessariamente introduzir uma nova composição fundida.

Claims (10)

1.Método para fabricação de um aço inoxidável ferrítico-austenítico, com uma microestrutura contendo 45 a 75% em peso de austenita na condição tratada termicamente, e 25 a 55% em peso de ferrita, o aço inoxidável contendo menos que 0,05% em peso de C, 0,2 a 0,7% em peso de Si, 2 a 5% em peso de Mn, 19 a 20,5% em peso de Cr, 0,8 a 1,35% em peso de Ni, menos que 0,6% em peso de Mo, menos que 1% em peso de Cu, 0,16 a 0,24% em peso de N, o balanço sendo Fe e opcionalmente inevitáveis impurezas 0 a 50 ppm de O, 0 a 50 ppm de S e 0 a 0,04% em peso de P, opcionalmente contendo um ou mais elementos adicionados; 0,05% em peso de W, 0 a 0,2% em peso de Nb, 0 a 0,1% em peso de Ti, 0 a 0,1% em peso de V, 0 a 0,5% em peso de Co, 0 a 50 ppm de B, e 0 a 0,04% em peso de Al, o método caracterizado pelo fato de que compreende o tratamento térmico do aço inoxidável a uma temperatura na faixa de 900 a 1200°C, e assim, ajustando a temperatura medida Md30 do aço inoxidável após o tratamento térmico, e o aço tendo a temperatura medida Md30 entre 0 e 50°C, a fim de utilizar a plasticidade induzida por transformação (TRIP) para melhorar a formabilidade do aço inoxidável.

2.Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que a temperatura Md30 do aço inoxidável é medida através de tensionamento do aço inoxidável e através da medição da fração de martensita transformada.

3.Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que o tratamento térmico é realizado na forma de recozimento da solução.

4.Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que o tratamento térmico é realizado na forma de recozimento por indução de alta frequência.

5.Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que o tratamento térmico é realizado na forma de recozimento local.

6.Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que o recozimento é realizado na faixa de 1000 a 1150°C.

7.Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que a temperatura Md30 medida é ajustada entre 10 e 45°C, preferivelmente 20 a 35°C.

8.Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que o aço inoxidável contém 0,01 a 0,04% em peso de C.

9.Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que o aço inoxidável contém 1,0 a 1,35% em peso de Ni.

10.Método, de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que o aço inoxidável contém 0,18 0,22% em peso de N.

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