Influência Do Ti Na Transformação de Fases Em Aços

7/25/2019 Influncia Do Ti Na Transformao de Fases Em Aos

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Influncia do Ti na Transformao de Fases em

Aos HP Utilizados em Fornos de Reforma deUnidades de Gerao de Hidrognio

Andr Freitas Ribeiro, Rogrio Borges Marques Tavares, Luiz Henrique deAlmeida

Programa de Engenharia Metalrgica e de Materiais - COPPE/UFRJCidade Universitria, Centro de Tecnologia Bloco F, F-210.

21945-970 Rio de Janeiro [email protected]

Resumo

O presente trabalho mostra, utilizando a observao por microscopiaeletrnica de transmisso, bem como a anlise por EDS e difrao de eltrons,a transformao dos carbetos mistos de nibio e titnio em fase G(Ni16Nb6Si7), durante envelhecimento a 900

0C por 1000h, paraaos HPmodificadospelaadio conjunta de Nb e Ti.Os resultados mostraram que oTi adicionado mesmo em teores inferiores a 100 ppm, combinado com o Nb,influencia de forma significativa a vida em fluncia destes materiais. O efeitodoTi em retardar a transformao da faseG est relacionado com estamelhora.

Abstract

This work studies the transformation of the combined Nb and Ti carbides tothe G phase (Ni16Nb6Si7) during aging at 900

0C for 1000h, inmodified HPsteelswith theaddition of Nb and Ti.The phase identification was performedusing transmission electron microscopy as well as EDS and electrondiffraction analysis. The results showed that the addition of less than 100 ppmtogether with Nb has strong influence in the creep properties of this type ofmaterial. This is related with Gphase transformation inhibition due to the

presence of Ti.

Introduo

Em funo da abertura do mercado de petrleo brasileiro, surgiu a necessidadeurgente de se implementar uma melhora na qualidade dos derivados aqui

produzidos. A rota normalmente adotada para este fim o das unidades dehidrotratamento, grandes consumidoras de hidrognio. A utilizao de tubosde aos inoxidveis fundidos por centrifugao, da classe HP, modificados

pela adio combinada de Nb e Ti, em fornos de reforma a vapor, com maiorresistncia a fluncia e a permeao de hidrognio, traz um incremento de

produo nestas unidades. Em primeiro lugar porque esta maior resistncia
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possibilita uma reduo na espessura dos tubos e o consequente aumento dacapacidade dos fornos j operantes bem como um aumento na eficincia datroca trmica. Em segundo lugar porque permite um aumento significativo natemperatura de trabalho destas unidades.

O estudo da resistncia a fluncia destes materiais mostra que ela estadefinitivamente relacionada com a microestrutura desenvolvida no processode fundio e tambm com sua evoluo durante o servio, ou seja, durante oenvelhecimento. preciso salientar que a rede de carbetos de cromo primrios o local preferencial para a nucleao e propagao dos defeitos de fluncia e, portanto, a principal responsvel pela falha destes tubos em servio. Assim,o desenvolvimento de uma nova gerao de tubos centrifugados modificados

pela adio de elementos ditos formadores preferenciais de carbetos altamenteestveis em substituio ao carbeto de cromo, tais como Nb, Ti, W, V, entre

outros, se fez necessrio. Na indstria brasileira, inicialmente, o principalelemento de adio utilizado foi o nibio em teores variando entre 0,7 a 1,5%em massa. Atualmente a adio combinada de Nb e Ti representa amodificao dominante no mercado. A adio destes provoca um refino e umafragmentao na rede de carbetos primrios, que se reflete em um aumentoconsidervel na resistncia a fluncia destes materiais.

Com a exposio do material em altas temperaturas ocorremtransformaesmicroestruturaisque influenciam sobremaneira a vida em fluncia destescomponentes. Ocorre uma intensa precipitao secundria, o coalescimento da

rede primria e a transformao por exemplo do carbeto de nibio em fase G,um siliceto misto de nibio e nquel de composio Ni16Nb6Si7, quando o Nb o nico elemento modificador.

A adio de Ti, em teores inferiores a 100 ppm, combinada com o Nb, pareceinfluenciar de forma significativa a vida em servio destes componentes. Emrecente trabalho Ribeiro[1]estudou o papel da adio combinada descritaacima na vida em fluncia desta liga. O presente trabalho pretende mostraroefeito do Tiretardando a transformao do carbeto misto de Nb e Ti em faseG e como este aspecto influencia no aumento da vida em fluncia destescomponentes

Reviso bibliogrfica

Asolidificao nos aos da famlia HP se inicia com a formao de dendritasde austenita crescendo na direo do lquido, acompanhado da segregao dealguns elementos para essa fase, notadamente aqueles ferritizantes. Esta

primeira reao comea em temperaturas prximas a 1400C[2].Em funoda alta relao Nieq/Creqe da alta velocidade resfriamento inerente ao processo

de fundio por centrifugao, no ocorre, em momento algum durante oprocesso de solidificao, o aparecimento da fase ferrita.
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A presena de elevados teores de carbono nestas ligas, superiores a 0,4% emmassa, favorece de maneira intensa a formao de austenita no processo desolidificao. Por outro lado, o excesso de carbono em soluo slida provocaa saturao da austenita acarretando o aparecimento de uma rede primria decarbetos eutticos, complexos e grosseiros, seguidos tambm de uma

precipitao mais fina durante o resfriamento.Aprecipitao dos carbetosretira de soluo os seus elementos formadores, notadamente o elemento Cr,e, para os aos modificados, os elementos Ti e Nb entre outros.

Esta precipitao grosseira pode assumir diversas formas, tais como ilhasisoladas nas regies interdendrticas, filmes delineando a estrutura dendrticaou formando uma rede de carbonetos de composio euttica, interdendrtica.Cada fase determinada pela segregao prvia de seus constituintes nestaregio[3]e da velocidade de resfriamento no processo de solidificao. Esta

rede muitas vezes assume uma estrutura chamada de esqueleto ou escritachinesa em funo de seu aspecto morfolgico[4,5].

No resfriamento os carbetos se precipitam com uma estrutura de lamelasalternadas de carboneto e austenita nucleando-se a partir dos contornosinterdendrticos e crescendo em direo ao interior da matriz[3]. Cumpresalientar que nem todo o C consumido neste processo de forma que, com aexposio a altas temperaturas, durante o uso destes materiais, ocorre oaparecimento de uma precipitao secundria.

Hou e Honeycombe[6]reportaram que a adio de Nb melhora a resistncia fluncia bem como a ductilidade destas ligas, provavelmente em funo dasubstituio parcial dos carbonetos de cromo por carbonetos de nibio[6].Ribeiro e colaboradores[7]indicam ainda o papel importante do Nb namodificao da forma do precipitado primrio, o qual deve restringir odeslizamento de contorno. Esse efeito cresce com o aumento no teor de Nbadicionado[8]ficando a microestrutura resultante mais definida e com umamaior frao volumtrica da fase NbC, tomando a morfologia bem definidaconhecida como escrita chinesa[9].

Com a exposio desse material a uma temperatura elevada ocorre umaintensa precipitao secundria de M23C6. A precipitao secundria

predomina na periferia das dendritas e nos espaos interdendrticos[10]. possvel identificar ainda uma fina precipitao secundria de NbC nasdiscordncias ou em falhas de empilhamento na regio interdendrtica.

A presena de Nb provoca ainda um atraso no coalescimento da redesecundria de precipitados, de tal sorte que os mesmos permanecem finos paratempos de exposio temperaturas superiores queles do ao HP sem adio

de Nb[11]. As mudanas estruturais dependem no somente da temperaturacomo tambm da composio qumica. Soares e colaboradores[8]mostraram
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que, com o aumento no teor de nibio diminui a frao volumtrica daprecipitao secundria, a fragmentao da rede primria se d de forma maisintensa e o coalescimento das fases precipitadas retardado.

Barbabela[4]estudando o ao HP-40, modificado ao Nb mostrou que a faseNbC evolui, por uma transformao parcial in situ", durante a vida emservio destas ligas para um intermetlico rico em Nb, Si e Ni, conhecidocomo fase G. Neste trabalho mostrou que esta fase no deteriorava a vida emfluncia destas ligas quando comparada resistncia a fluncia deste ao, semadio de Nb. Esta fase se apresenta associada ao M23C6, cuboidal,secundrio, que se forma a partir da expulso do carbono durante atransformao do NbC[11]. Foi observado ainda a fase G em contato com

partculas largas de carbonetos de cromo sugerindo que esse seja tambm umlocal para a precipitao do siliceto[12].

Embora a fase G seja definida como um siliceto misto com estequiometriaA16B6C7, onde A e B so elementos de transio e C o Si ou, de forma maisrara, o Ge. A estequiometria encontrada foi Ni16Nb5,5Si4,3. Entretanto algunsautores[13,14]mostraram que a composio da fase G pode variar com otempo e temperatura de tratamento. Esta transformao acompanhada deuma variao volumtrica provocando uma distoro nas lamelas do euttico

NbC, escrita chinesa, o qual assume uma forma massiva em substituio aforma lamelar.

O envelhecimentoem ligas com a adio combinada de Nb e Ti gera umaestrutura bastante complexa apresentando carbetos de cromo coalescidos, faseG associada aos carbonetos da rede primria e uma fina precipitaosecundria com uma maior frao volumtrica quando comparada quelaapresentada pelo ao ao Nb. Ao invs da precipitao na forma de escritachinesa de NbC, uma fase dispersa na matriz formada por um precipitadocomplexo NbxTiyC. A fase G transformada neste material apresenta acomposio Ni16(NbTi)6Si7[15].

A temperatura de trabalho dos tubos de reforma fica no intervalo de 850C a1050C, com uma presso interna variando entre 25 e 40 x 105Pa. Esta

presso produz uma tenso no intervalo 7 - 12 MPa na parede de um tubo cujarazo entre a espessura do tubo e o seu dimetro igual a 1:6. J os fornos de

pirlise trabalham a uma temperatura que chega a 1100C com uma pressoque no ultrapassa 3 x 105Pa [5,16]. A vida til estimada em projeto de100.000 h. Entretanto, em funo das severas condies de trabalho, que

produzem no s danos por fluncia, como ainda fadiga trmica,descarbonetao nos fornos de reforma ou carbonetao nos fornos de

pirlise, a vida destes componentes pode sofrer uma reduo

significativa.Zhu e colaboradores[17]mostraram que para os aos resistentes
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ao calor, do tipo HK ou HP, a trinca se propaga atravs da interface entre oscarbonetos primrios e a matriz.

Cumpre ressaltar que uma precipitao dispersa na matriz, mesmo que nomuito fina, mas que no apresente uma taxa elevada de coalescimento, produzum aumento significativo na vida em fluncia dessas ligas. Isto porque, emfuno da alta frao volumtrica, o espaamento interpartculas pequeno osuficiente para que elas atuem como barreira movimentao dasdiscordncias[18]. Por outro lado, uma precipitao na forma de filmes aolongo dos contornos apresenta um efeito bastante prejudicial, uma vez queatua como caminho preferencial para a propagao de trincas de fluncia.

A melhor resistncia do ao HK modificado ao Nb foi associada, inicialmente complexidade dos carbonetos eutticos no contorno de gro e sua

consequente maior estabilidade[19]. Entretanto, fazendo um estudocomparado entre a resistncia fluncia do ao HK e dos aos HK modificadoao Nb e atravs da adio conjunta de Nb, Ti e Zr, Hou eHoneycombe[6]mostraram que a melhoria na resistncia no est ligadoexatamente complexidade da precipitao no contorno. Isso porque o ao ao

Nb, Ti e Zr apresentou a melhor resistncia fluncia mesmo que seu eutticoapresentasse um aspecto semelhante ao ao HK-40. Na verdade, os autoresassociam a maior resistncia fluncia desta liga superior resistncia aocoalescimento da segunda fase MC, na regio interdendrtica quandocomparado do MC na liga com adio simples de Nb ou mesmo ao

M23C6no HK-40. Esta fase agiria, ento, de forma mais efetiva para retardar apropagao da trinca de fluncia.

Em estudo sobre o efeito da presena da fase G nesta liga e suasconsequncias sobre as propriedades dos aos resistentes ao calor, Barbabela ecolaboradores[20]indicaram a presena desse siliceto em tubos de reformaque haviam operado por mais de 60.000 h na temperatura de 900C. Dessaforma foi sugerido que esta fase no deveria apresentar um efeito deletrio

para a resistncia fluncia..

A extenso da transformao da fase NbC em fase G (Ni16Nb6Si7) depende doteores de nibio e silcio, bem como da temperatura de envelhecimento[8].Osensaios de fluncia mostraram que o aspecto mais relevante para a resistncia altas temperaturas desta liga estava relacionado precipitao secundria,embora a presena da fase G, com uma microestrutura fragmentada, pareaapresentar um efeito benfico quando comparado ao NbC.

Ibaes e colaboradores[10]estudando o efeito do silcio sobre a cintica detransformao do NbC em fase G e a sua consequente influncia na resistncia

fluncia do ao HP modificado, mostraram que o aumento no teor de silcioacelera a transformao em questo. Esta transformao de tal monta que a
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totalidade dos carbonetos de nibio se transformam em fase G. Esse processotem um efeito deletrio sobre a resistncia fluncia desse material,

provavelmente em funo da menor resistncia deformao da regiointerdendrtica. Esse fato foi observado pelos autores a partir da constataoda reduo de rea sofrida no ensaio de fluncia de amostras envelhecidas a900C por 1000 h. O material com 2,5% de Si apresentou um tempo deruptura menor quando comparado ao material com 1,8% de Si, pormmostrando uma quantidade de deformao apreciavelmente superior. Valelembrar, como j exposto anteriormente, que o teor de silcio nesses aoscostuma no ultrapassar 1,8% para evitar a formao de ferrita ou de fasesigma[12].

Emygdio[15],avaliando a resistncia de juntas soldadas em ligas modificadascom Nb e Nb e Ti, mostrou que a fase G nucleada a partir dos carbonetos

primrio pode ser deletria s propriedades de fluncia destas ligas, aocontrrio dos resultados obtidos quando se avalia o metal de base sem oprocesso de soldagem. As juntas soldadas com maior teor de Ti apresentaramum melhor comportamento quando comparadas ao material modificadoapenas pela adio de Nb. Mostrou ainda que a formao da fase G, com aconsequente migrao de nquel e silcio para os carbonetos primrios ricosem Nb, acelera o coalescimento da rede primria, diminuindo assim a vida emfluncia, provavelmente pela diminuio da resistncia na regiointerdendrtica como mostrado por Ibaes[10].Foi constatado que os vaziosde fluncia, tanto no metal de base como no metal de solda, se associam

preferencialmente a fase G e no ao precipitado NbC Desta forma, a principalfuno do Ti parece ser justamente a de retardar a formao da fase G.

Apesardo exposto, o efeito do Ti no parece ficar restrito ao atraso naformao da fase G, isto porque a sua presena parece determinar uma maior

precipitao secundria, bem como um menor grau de coalescimento[15].Esta observao fruto da comparao das microestruturas observadas para asduas ligas, no tendo sido feita nenhuma medida de frao volumtrica.Entretanto esse fato corroborado pela anlise da composio qumica, por

EDS, das diversas partculas de fase G. Quando o metal de solda noapresenta Ti, se encontra um pico grande para o carbono, indicando umadissoluo desse elemento no siliceto. Entretanto, quando a anlise

procedida em uma junta soldada com Ti. a fase G no apresenta dissoluo decarbono. Esse fenmeno deve se relacionar ao atraso na formao da fase G,

possibilitando uma precipitao secundria mais intensa. Foi mesmoconstatado que quanto maior a presena de Ti no carboneto primrio (MC),maior ser a precipitao secundria[15]. Assim, a presena de carbonetosfinos em torno da fase G parece estar associada, de forma mais conclusiva, ao

processo competitivo entre a formao da fase G e da precipitao

secundria[15], e no expulso do carbono como sugerido porBarbabela[4].
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Tcnicas Experimentais

Trs composies qumicas foram utilizadas no presente trabalho e estoapresentadas na tabela 1. O material for recebido na forma de tubos fundidos

por centrifugao na fbrica de tubos Villares. As duas primeiras composiesda linha industrial desta fbrica e o terceiro apresentando uma composioexperimental com adio de trio e que ser chamada de liga Y. A

primeira liga, modificada pela adio de Nb, neste trabalho ser chamadade liga N. A segunda foi fabricada com adio combinada de Nb e Ti e serchamada liga T.

Tabela I Composio qumica dos aos HP45 modificados pela adiocombinada de Nb, liga N, Nb e Ti, liga T e Nb, Ti e Y, liga Y.

Material Composio qumica ( peso %)C Mn Si Cr Ni Nb Ti S P YLiga N 0,43 1,03 1,67 24,8 34,1 1,34 - 0,009 0,018Liga T 0,41 1,04 1,91 25,5 34,9 0,78 0,04 0,013 0,016Liga Y 0,41 1,25 1,85 25,0 34,7 0,81 0,08 0,01 0,02 0,1

Corpos de prova foram preparados visando a caracterizao microestruturalna condio como recebida. Em seguida o material foi envelhecido por 1000ha 9000C em forno de resistncia com acompanhamento de temperatura durantetodo o tratamento.

As anlises em microscopia tica (MO) foram conduzidas sobre o materiallixado e polido, com ou sem ataque metalogrfico. Para isto foi utilizado oreagente com 64% H3PO4, 15% H2SO4e 21% H2O.

Pequenas barras de 3 mm de dimetro foram usinados no metal de base e nometal de solda de cada liga. Em seguida foram cortados com disco dediamante em mquina de corte ISOMET discos de cerca de 200 mm deespessura. Estes foram lixados e polidos com pasta de diamante at umaespessura entre 60 e 80mm. Em seguida produziu-se, por polimento com pastade diamante, uma depresso central em equipamento dimple grinder 515 daSBT. Por ltimo a regio central do corpo de prova foi afinada, at furar, por

bombardeamento inico no ion milling 640 da marca GATAN. Estas

amostras foram observadas em microscopia eletrnica de transmisso(MET)utilizando-se as tcnicas de campo claro e campo escuro bem como difraode raio X e EDS. Esta ltima foi conduzida por microsonda com cristal desilcio ltio e janela NORVAR associada ao equipamento JEOL 2010 eJEOL 200FX.

Amostras foram preparadas tambm por extrao de rplica de carbono. Ofilme foi depositado sobre os corpos de prova utilizados na anlise


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metalogrfica em MEV. A extrao foi realizada com o mesmo ataqueutilizado para caracterizar microestrutura do material esta tcnica foi utilizadavisando obter figura de difrao das fases quando no foi possvel faz-lo nafolha fina.

O material foi ensaiado em fluncia, no laboratrio STMSistema de Testesem Materiais, sempre utilizando corpos de prova cilndricos. Os ensaios foramconduzidos a 9000C com tenso inicial de 50 MPa. A superfcie transversaldas juntas soldadas, ensaiadas em fluncia, foram observadas por microscopiatica e de varredura, aps polimento, sem ataque metalogrfico. Essa anlisevisou localizar, na regio de fratura, as caractersticas microestruturaisassociadas aos danos provocados pelo processo de fluncia. Os resultados dosensaios no sero apresentados uma vez que se pretendeu estudar somente alocalizao dos danos de fluncia e a sua relao com a transformao do

NbC durante o envelhecimento.

Resultados

A figura.1 apresenta a microestrutura obtida por microscopia tica da liga T,modificada pela adio de 0,78% de Nb e 0,04% Ti, no estado bruto de fuso,observada em dois aumentos. Pode-se observar uma matriz austenticaapresentando carbetos eutticos de Cr ou de Nb e Ti, associados, nas regiesinterdendrticas, formando uma rede primria interligada. Apresenta umaestrutura de bastonetes associados a uma fase de morfologia mais irregular.

A figura 2 apresenta esta mesma caracterstica para a liga N. Como pode serobservado, a sua estrutura se mostra contnua, porm apresentando umaspecto tpico de escrita chinesa.

A figura 3 apresenta esta mesma estrutura aps envelhecimento a 900oC por1000 h. Como esperado, ocorreu uma intensa precipitao secundria tanto naliga T como na liga N. Cumpre salientar que, mesmo aps o tratamento deenvelhecimento, permanece evidente a distino entre uma estrutura maisfragmentada para a liga T e uma rede primria mais contnua para a liga N.Como pode ser visto, a precipitao secundria na liga T apresenta umamorfologia cuboidal ou mesmo esfrica. J para a liga N, alem dasmorfologias presentes na liga T, podemos observar uma precipitao na formade agulhas.


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a 200 mm .

b 20 mm .Figura. 1 Microscopia tica da liga T, no estado bruto de fuso.

Ataque: 64% H3PO4, 15% H2SO4e 21% H2O. Matriz austentica e umaprecipitao euttica primria fragmentada de carbetos de Cr ou Nb e Ti.


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a 200 mm .

b 20 mm

Figura. 2 Microscopia tica da liga N, no estado bruto de fuso. Ataque:64% H3PO4, 15% H2SO4e 21% H2O. Matriz austentica e uma precipitaoeuttica primria onde podemos observar a morfologia escrita chinesa do

NbC primrio


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a 20 mm .

b 20 mm .

Figura. 3 Microscopia tica das ligas T e N, aps envelhecimento a 900oCpor 1000h, apresentando um euttico coalescido e uma precipitaosecundria com morfologia ou na forma de agulhas para liga N e umadistribuio mais homognea para a liga T. Ataque: 64% H3PO4, 15%

H2SO4e 21% H2O. a) Liga T e b) liga N


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A figura 4 apresenta a transformao parcial do TiNbC em fase G, onde observado uma destas partculas obtidas por extrao com filme de carbono naliga T envelhecida. Foi possvel obter espectros isolados por EDS e a figura dedifrao para cada uma das fases. Os parmetros encontrados foram 4,37

para o NbTiC e 11,22 para a fase G.

Figura 4

a)Transformao parcial do NbTiC em fase G. Extrao porrplica de carbono. Liga T envelhecida a 9000C por 1000 h. Difrao deeltrons: b) NbTiC, parmetro do reticulado 4,37 e direo [011] c) fase G

parmetro do reticulado 11,22 e direo [012].

A figura 5 apresenta um carbeto misto de Nb e Ti, observado em MET parauma amostra da liga Y, parcialmente transformado em fase G. Enquanto a

periferia apresenta um espectro de EDS tpico da fase G, o meio permanece


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no transformado. Podemos observar ainda partculas de TiC, precipitadas naperiferia da fase parcialmente transformada. Vale dizer que, nos aos comadio de Nb, entretanto sem a adio de Ti, aps 1000h a 9000C atransformao j completa. Este fato indica que a transformao controlada pela sada do Ti. A figura 6 apresenta a fase vista com maioraumento.

Figura. 5- Carbeto misto de Nb e Ti, observado em MET em campo escuropara uma amostra da liga Y envelhecida a 9000C por 1000h., parcialmentetransformado em fase G. Esto indicados os espectros de EDS das fases

presentes, Carbeto misto NbTi, Fase G e carbeto de Ti.


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Figura. 6 Regio correspondente a fase G do aglomerado parcialmentetransformado observada em MET em campo claro para uma amostra da liga Yenvelhecida a 9000C por 1000h, onde podem ser vistos os precipitados de Ti.

A figura 7 apresenta vazios de fluncia associados a fase G fruto datransformao descrita acima. Esta caracterstica foi observada tanto na liga Tcomo da liga N, em corpos de prova ensaiados em fluncia e secionados nosentido longitudinal polidos metalogrficamente. Isto evidencia que ainterface fase G - matriz funciona como um stio preferencial efetivo para anucleao de vazios. Este aspecto corroborado pela caracterstica datransformao, j que esta acarreta um aumento no volume da fasetransformada (NiNbSi) quando comparados ao volume original do carbeto

primrio de nibio e titnio, produzindo dessa forma um aumento na energiainterfacial na regio fase Gmatriz.


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Figura. 7- Vazios de fluncia observados por MEV, utilizando eltronsretroespalhados, associados fase G na amostra T ensaiada em fluncia a9000C com 50 MPa de carregamento. As setas indicam a localizao dosvazios.

Discusso

As figuras 1 e 2 mostram a microestrutura da liga N e da liga T na condiobruta de fuso. Nela podemos observar, e corroboradas pelas anlises feitas,que ambas apresentam uma matriz austentica com carbetos eutticos de Cr e

carbetos de Nb ou NbTi, associados, nas regies interdendrticas, formandouma rede primria interligada. A liga T, com adio de Nb e Ti, observada embaixo aumento, apresenta uma estrutura mais fragmentada quando comparadocom a liga N, com adio apenas de Nb. Esta fragmentao se reflete em umamaior descontinuidade da rede primria euttica

Nestas micrografias fica claro que o NbC, na liga N, se precipita na forma deescrita chinesa enquanto que o carbeto de cromo apresenta uma formamassiva. Podemos observar ainda um elevado grau de associao entre asduas fases presentes, NbC e Cr23C6. J a microestrutura da liga T apresenta, na

regio interdendrtica, uma estrutura de bastonetes associados a uma fase demorfologia irregular, no sendo possvel distinguir, de forma razovel, as fase


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ricas em Cr daquelas ricas em Nb e Ti, quando se compara apenas amorfologia.

Devido a baixa solubilidade do Nb e do Ti na austenita, os carbonetosprimrios destes elementos se precipitam a partir da fase lquida, precedendo anucleao da austenita e, dessa forma, refinando a microestrutura. Shinoda ecolaboradores[19]estudando a adio combinada destes elementos nessaclasse de material, mostraram que eles favoreciam a formao de carbetoslamelares, descontnuos, como partculas isoladas, no espaamentointerdendrtico. Neste trabalho os carbetos foram identificados como TiC e

NbC. Cabe salientar que no atual trabalho foi identificado, como fasedominante na liga T, um carbeto misto de Nb e Ti. Por outro lado a velocidadede resfriamento no trabalho de Shinoda inferior quela dos tubos fundidos

por centrifugao possibilitando a precipitao destas fases em intervalos

distintos de temperatura. Desta forma podemos admitir que a presena detitnio aumenta a taxa de nucleao destas partculas primrias possibilitandoas alteraes microestruturais descritas acima, mesmo para teores inferiores a0,1% em peso.

A dissoluode Ti no carbeto de nibio parece retardar a transformao docarbeto misto de Nb e Ti no siliceto conhecido como fase G.Barbabela[4]mostrou que esta fase no apresenta um comportamentodeletrio para a vida em fluncia de ligas HP modificadas ao Nb quandocomparados aos valores da liga HP sem esta adio. Entretanto, parece ficar

claro, quando comparamos a resistncia fluncia de ligas onde atransformao NbC fase G no ocorre, ou pelo menos retardada, que aresistncia em fluncia cresce, como j indicado por Emygdio[15]. Isto

porque a interface face G - matriz funciona como um ncleo efetivo para oaparecimento de vazios quando comparado ao carbeto de nibio e titnio, jque esta alterao acarreta um aumento no volume da fase NiNbSi,

produzindo um aumento na energia interfacial entre as duas fases. Anucleao de vazios, junto a esta fase, fica clara quando observamos afigura 7. Vale salientar que, quando as fases associadas aos vazios eram

analisadas por EDS, predominava a fase G. Entretanto vazios tambm seassociavam, em menor quantidade, aos carbetos de Cr e de NbTi.

As figuras 4 a 6 nos permitem entender esta transformao j que as partculasapresentam a periferia transformada ao passo que o centro permanece comoum carbeto misto de nibio e titnio. Este fato parece indicar que atransformao se d por um processo de transformao in situ controlada

pela sada do carbono e do titnio, e pela incorporao do silcio e do nquel.Este fato fica bastante claro quando observamos a figura 4 mostrando umafase extrada por filme de carbono onde mesmo sem que se perceba um

contorno entre as duas fases, ao menos neste grau de resoluo, possvelobter a figura de difrao para ambas as fases. Na figura 5 podemos observar
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tambm que o ncleo no transformado pode ser distinguido por contraste decor utilizando o contraste de campo escuro.

As figuras 5 e 6 evidenciam melhor o comportamento do Ti durante atransformao. Ao contrrio do indicado por Emygdio[15]e por Almeida ecolaboradores[21],a fase G nesta classe de material no dissolve o elementoTi. A concluso dos autores se baseou em anlises conduzidas em MEV ondeno possvel resolver os carbetos de Ti perifricos a fase G, e que soapresentados nas figuras 6. Na verdade a sada do titnio parece controlar o

processo, uma vez que a entrada de Ni e Si assim como a sada do C no soempecilhos transformao na liga N.

O entendimento deste processo fundamental para compreendermos porque necessrio diminuir o teor de cromo na liga com adio de Nb exclusivamente

e tambm o porqu da liga N apresentar um resultado to pobre, no queconcerne ao tempo de ruptura, em comparao liga T como apresentado porRibeiro[1]. Assim a precipitao euttica do NbC retira carbono de soluosubstituindo a precipitao de cromo. Este fato produz uma matrizrelativamente pobre em C e supersaturada em Cr. Ento, com oenvelhecimento, e a consequente transformao do NbC em G, a expulso decarbono encontra, prximo a esta fase uma matriz enriquecida em cromo,ocasionando uma precipitao secundria de cromo, na forma de agulhas comefeitos deletrios sobre a vida em fluncia deste material.

Concluses

A adio combinada de Ti, em teores inferiores a 100 ppm, apresenta umefeito de melhorar as propriedades destes aos de maneira significante. Estefato foi associado a diversas modificaes microestruturais. Entre elas oretardamento da transformao do NbTiC em fase G, o segundo sendo umstio preferencial para a formao de cavidades por fluncia, em funo dadistoro volumtrica introduzida por esta transformao. Vale dizer aindaque a transformao do NbC em fase G se d por um processo in situcontrolado pela expulso do Ti.

Agradecimentos

Os autores agradecem Faperj e ao CNPq pelo apoio financeiro sem o qualno seria possvel a realizao deste trabalho.

Bibliografia
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Influência Do Ti Na Transformação de Fases Em Aços

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