Simulação da cinética de formação da fase sigma durante envelhecimento isotérmico de aço inoxidável dúplex

Abstract

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.

This work evaluated the kinetics of sigma phase formation in a UNS S31803 duplex stainless steel aged at 940 °C by computational simulation in DICTRA® software, using MOB2 diffusion data base. Isothermal aging treatments were conducted for times up to 1.008h at 940 °C in samples previously annealing for 96 h at 1.120 °C. Phase identification was realized using optical microscopy (OM) and energy dispersive spectroscopy in scanning electron microscopy (SEM-EDS). Phase fractions were determined by quantitative stereology over OM images after electrochemical etching with KOH and modified Beraha etching for measurement of sigma phase (?), and modified Beraha etching for ferrite (?) and austenite (?) quantification. Three models were tested in DICTRA® software with the Fe-Cr-Ni-Mo-N elements, and one more including Mn in the composition. The ????(inactive) model did not reproduce the sigma phase formation kinetics observed in the experimental results. The volume fraction of sigma and ferrite phases obtained by the simulation of ?-? (inactive)- ??model showed adherence up to 2 h of simulation, indicating the ability of the model in the description of early stages of sigma formation. The results obtained by the ?-?- ??(active) model showed good agreement up to 24h of simulation, however the model does not progress for times greater than 240 hours. The addition of Mn in the simulation of the ?-?-??(active) model increased the solubility of N in austenite, allowing the progress of the simulation for time periods up to 1.008 h at 940 °C, but retarded the kinetics of sigma phase formation when experimental volume fraction results are compared to the simulation results. The composition profile obtained by the simulation?of ?-? (inactive)-??model represented better the impoverishment in Cr and Mo in ferrite/sigma and austenite/sigma interfaces, while the profiles obtained by the simulation of ?-?-??(active) model described better the partition of the chemical elements as a result of the austenite and ferrite phases reequilibrium during sigma formation.