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AVALIAÇÃO DA DUREZA DO AÇO INOXIDÁVEL ISO 5832-9 EM FUNÇÃO DA VARIAÇÃO DA TEMPERATURA DE ENVELHECIMENTO

Sokei,C.R.1, Ferreira I.2, Tokimatsu R.C.1, Ventrella V.A.1, Gallego J.1, Delforge

D.Y.M.1 e Yamakami W.J.1 1Faculdade de Engenharia de Ilha Solteira, Departamento de Engenharia Mecânica, UNESP, C.P. 31,

Ilha Solteira(SP), Brasil – E-mail: [email protected] 2Faculdade de Engenharia Mecânica, DEMA - UNICAMP, C.E.P. 13083-970, Campinas (SP), Brasil

RESUMO Este trabalho apresenta uma avaliação da dureza do aço inoxidável ISO 5832-

9 em função da temperatura de envelhecimento mantendo constante o tempo. A

variação de temperatura influencia na precipitação das partículas de segunda fase

deste aço inoxidável austenítico de alto teor de nitrogênio que são utilizados na

fabricação de implantes ortopédicos. Análises metalográficas através da microscopia

eletrônica de varredura de amostras atacadas com o reativo de Beraha, e análise

por espectroscopia de energia dispersiva (EDS) mostram que a dureza é máxima a

600oC e partir de 700oC as partículas de segunda fase pouco influenciam na dureza

das amostras envelhecidas durante 24 horas. Entre estas estão as fases

intermetálicas como a fase Z, a fase de Laves e a fase χ, e o aparecimento destas

dependem da temperatura e do tempo de envelhecimento. Palavras-Chave: Envelhecimento, Dureza, Fases intermetálicas e EDS. INTRODUÇÃO

Os efeitos positivos do nitrogênio nos aço inoxidáveis, particularmente no aço

inoxidável austenítico são o aumento da resistência mecânica e da resistência à

corrosão localizada, além disso, o nitrogênio estabiliza a austenita a elevada

temperatura reduzindo a tendência de se formar a ferrita e da martensita à baixa

temperatura(1). Ele também muda também a precipitação de fases o qual não

17º CBECIMat - Congresso Brasileiro de Engenharia e Ciência dos Materiais, 15 a 19 de Novembro de 2006, Foz do Iguaçu, PR, Brasil.

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dissolve ou dissolve pouco nitrogênio, tais como M23C6, χ, σ e a fase Laves(2). A

solubilidade do nitrogênio na austenita de ligas Fe-Cr-Ni ou Fe-Cr-Mn-Ni decresce

consideravelmente com a temperatura, portanto exposições deste material a

temperatura abaixo da temperatura de solubilização tem sido o causador da

precipitação de nitretos e outras fases. As precipitações de carbonetos M23C6 e

combinações de intermetálicos (fase χ, fase de Laves e a fase σ) são aceleradas

pelo aumento do nível de Trabalho à Frio(1).

Os aços inoxidáveis austeníticos são utilizados a mais de meio século como

material de implante ortopédico para fixação de fraturas e substituição de juntas (3).

Atualmente o tipo de aço inoxidável austenítico mais utilizado como prótese

ortopédica é o ASTM F138, no entanto, este aço é recomendado, preferencialmente,

para uso em próteses temporários, todavia, uma pequena parcela de implantes

permanentes ainda são fabricados com este material. Apesar de ser utilizado em

grande escala, o aço inoxidável AISI 316L é suscetível à corrosão localizada quando

em contato com fluido corpóreo, motivo pelo qual seu uso é indicado principalmente

para aplicações temporários(4).

Uma alternativa para substituir o 316L é o ISO 5832-9, que é aço inoxidável

austenítico com baixo teor de carbono e elevado teor de nitrogênio. Algumas

vantagens desse novo aço, já foram apontadas por alguns pesquisadores, em

especial sua maior resistência mecânica e maior resistência à corrosão por pite e

sob fadiga, comprovada por Giordani (2001), que estudou esta liga na condição de

solubilizada na temperatura de 1030oC e Guimarães (2002), que estudou o

comportamento mecânico e de corrosão deste aço quando submetido a tratamentos

térmicos em diversas temperaturas quando comparadas com a temperatura de

solubilização.

Os materiais empregados na fabricação de implantes ortopédicos devem

possuir alguns requisitos essenciais como: biocompatibilidade, resistência à

corrosão no ambiente hospedeiro, biofuncionalidade, propriedades mecânicas

adequadas a sua funcionalidade e um preço compatível com a realidade brasileira(7).

Os implantes ortopédicos podem ser divididos em duas categorias:

implantes temporários de fixação de fraturas e implantes permanentes de

substituição de partes do esqueleto humano. No implante temporário, espera-se

resistência mecânica suficiente para substituir temporariamente o papel

desempenhado pelo osso em determinado segmento do aparelho locomotor, aliados


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a composições que não promovam reações indesejáveis no organismo, até que o

osso esteja totalmente restabelecido. Exemplo clássico de um implante temporário

que podem ser citados são as placas de fixação para ossos fraturados, os pinos e os

parafusos. No implante permanente, ou seja, no caso de substituição de

articulações, tem-se um desafio adicional: suportar contínuos movimentos e

transmitir carga, que é o caso de próteses de joelho, quadril e cotovelo (8).

As propriedades físicas e mecânicas que devem ser consideradas são:

dureza, tração, fadiga, tenacidade à fratura, abrasão, estabilidade dimensional,

propriedades viscoelásticas e permeabilidade a fluídos (9,10).

A presença de um material estranho no corpo humano pode acarretar

reações localizadas ou sistêmicas, e os principais efeitos sistêmicos são:

carcinogênicos, metabólico, imunológico e bacterialógico (10).

Um dispositivo de fixação de fratura deve suportar e transmitir, em conjunto

com o osso, as cargas resultantes das articulações e forças musculares. Dentro do

corpo humano, um implante experimenta um estado complexo de tensões; o

carregamento é uma combinação de esforços estáticos e dinâmicos num meio

bioquimicamente severo. Por exemplo, em movimento a carga sobre a cabeça de

fêmur á aproximadamente de duas vezes e meio a três vezes o peso do corpo,

cargas maiores podem ocorrer. As faixas de freqüência de solicitação são de 1 a 2

milhões de passos/ano, para pessoas ativas o número de solicitações pode ser de 2

a 3 vezes o total. Geralmente as próteses das extremidades inferiores do corpo

humano, como por exemplo, à prótese total de quadril, podem experimentar

impactos mecânicos da ordem de duas, três ou até mais vezes o peso do

indivíduo(6). Deste modo, é importante que material utilizado na fabricação da

prótese tenha uma adequada resistência ao impacto, ou seja, tenacidade à fratura.

Örnhagen (1996) estudou dois tipos de aços inoxidáveis austeníticos com

alto e baixo teor de nitrogênio compatível com o ISO 5832-9 e observou que a

diferença na resistência à corrosão entre as duas ligas não foram significativas, mas

a resistência mecânica foi mais elevada para o de maior teor de nitrogênio e a

tenacidade foi maior para o aço de menor teor de nitrogênio. Além disso, ele estudou

a influência da temperatura e do tempo de envelhecimento com a tenacidade à

fratura e verificou que a fragilidade ocorreu na temperatura de 800oC, e através de

análises no microscópio eletrônico de transmissão por padrão de difração eletrônica

observou a presença da fase Z no material solubilizado e da fase χ no material


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envelhecido a 800oC durante 4 horas. A composição química da fase Z obtida por

análise de EDX corresponde ao seguinte aproximação em porcentagens atômicas

de elementos metálicos; 8% Fe, 36% Cr, 50% Nb, e 6% Mo. A queda na tenacidade

ocorre pela presença da fase χ, que após um certo tempo no equilíbrio se transforma

na fase σ.

A fase de Laves forma-se nos aços inoxidáveis austeníticos com teores de

Mo superiores a 2%, após longos tratamentos térmicos de envelhecimento. A

estrutura atômica da fase de Laves hexagonal, com os seguintes parâmetro de rede: οA,a 734= e

οA,,c 857727 −= (2, 3).

A fase de Laves mais comum nos aços inoxidáveis austeníticos é do tipo

C14(MgZn2), apresentando as seguintes estequiometria: Fe2Mo, Fe2Ti e Fe2Nb.

Outros dois tipos de fase de Laves existentes são C15(Cu2Mg) e C136(MgNi2)(3).

A fase de Laves não provoca o endurecimento por precipitação, único efeito

benéfico causado por esta fase ao material, ela causa queda da ductilidade e

empobrecimento da matriz em Mo, Ti, e Nb. Uma outra característica apresentada

por Laves é a capacidade de dissolver C.

A composição da fase χ, que possui estrutura cúbica, é dada por

Fe36Cr12Mo10. A ocorrência desta fase está ligada a teores de Mo superiores a 3%

no sistema Fe-Cr-Ni (11). Sua presença também já foi verificada no sistema Fe-Cr-Ni-

Ti, onde foi encontrada com composição Fe35Cr13Ni3Ti7. Ainda que tenha uma

composição muito próxima da fase sigma, difere-se desta por ser capaz de dissolver

carbono, além poder ser coerente com a matriz (3). A presença do nitrogênio

influencia a cinética de precipitação da fase χ atrasando sua formação (2).

Nos aços inoxidáveis austeníticos pode ocorrer precipitação de nitretos e

de carbonetos, no estado sólido, em temperaturas abaixo de 1100°C, pois as

solubilidades do nitrogênio e do carbono caem sensivelmente abaixo desta

temperatura (12). Por outro lado, abaixo de 500°C a precipitação de nitretos e

de carbonetos ocorre de maneira muito lenta. A formação de fase sigma em aços

inoxidáveis austeníticos é mais lenta quando comparado aos aços inoxidáveis

duplex. O limite inferior de temperaturas para ocorrência de precipitação de

fases intermetálicas está em torno de 600°C. Na verdade, abaixo dessa

temperatura a cinética de precipitação pode ser bastante lenta (2,3).


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A elevação da ductilidade com o aumento do espaçamento entre partícula é

um assunto já bastante conhecido (13). Tem sido também postulado que o mesmo

efeito é observado na tenacidade a fratura. Vários estudos mostram que, existe

uma boa correlação entre o espaçamento entre partículas e a tenacidade à

fratura(14).

As partículas de uma segunda fase desempenham um importante

papel no processo de fratura. Elas atuam como focos de fratura e interferem tanto

na nucleação como na propagação de uma trinca, logo, é natural que as partículas

exerçam grande influencia sobre a resistência e tenacidade a fratura(14,15).

MATERIAIS E MÉTODOS O material utilizado neste trabalho é o aço inoxidável austenítico de alto teor

de nitrogênio especificado como ISO 5832-9. Este aço foi fornecido pela Baumer S/A

na condição de solubilizada a 1030oC por 1hora, na forma de barras de 15,87mm,

cuja composição está apresentada na Tabela 1, que utiliza este material para

confecção de próteses ortopédicas, conformadas por forjamento a quente, após a

solubilização. O material fornecido pela Baumer foi produzido Villares Metals S/A

que produziu, até o momento da entrega do material a Baumer, duas corridas deste

aço, utilizando um forno de fusão por indução a vácuo, num processo conhecido

como V.I.M (Vacuum Induction Melting).

A temperatura escolhida para solubilização deste aço foi de 1030oC, durante 1

hora. Estas barras sofreram deformação na direção axial de 20%, e em seguida

confeccionados corpos de provas (CDPs) com dimensões de (10 x 10 x 55) mm, que

em seguida foram envelhecidas em temperaturas de 600, 700, 800 e 900oC em

tempos de 24 horas, para simular o processo de fabricação de próteses em diversas

temperaturas e tempos de envelhecimento. Após o envelhecimento, os CDPs, foram

lixados e polidos em uma das faces e ensaiados mecanicamente por dureza pelo

método Vickers. Após o ensaio de dureza os CDPs foram cortados, embutidos

polidos e submetidos ao ataque com o reativo de Beraha, para em seguida serem

analisados pela microscopia eletrônica de varredura (MEV) e análise

semiquantitativa por EDS.

As análises metalograficas foram realizadas no microscópio eletrônico de

varredura Jeol JXA-840 A, e a análise por EDS foram realizadas num sistema de


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microsonda da marca Noran Instruments, acoplado ao microscópio eletrônico de

varredura no laboratório de Análise e Caracterização de Materiais do DEMA-FEM-

UNICAMP.

Tabela 1. Resultado da análise química do aço inoxidável 5832-9, mostrando os

limites estabelecidos pela norma ISO 5832-9, e a comparação dos valores do

certificado de qualidade emitido pelas Indústrias Villares S/A com o obtido pelo

CCDM.

COMPOSIÇÃO QUÍMICA (% PESO) C Si Mn Ni Cr Mo Nb S P Cu N Fe ISO-MÍNIMA - - 2,0 9,0 19,5 2,0 0,25 - - - 0,25 restanteISO-MÁXIMA 0,08 0,75 4,25 11,0 22,0 3,0 0,80 0,01 0,025 0,25 0,5 restanteCERTIFICADO VILLARES 0,017 0,16 3,62 10,6 21,06 2,44 0,42 0,0018 0,013 0,06 0,370 restanteANÁLISE CCDM 0,032 0,03 3,83 11,0 22,60 2,41 0,42 0,0026 0,023 0,05 0,291 restante

As medidas de dureza Vickers foram realizadas de acordo com a norma ASTM

E 92 (1992). Para a realização do ensaio utilizou-se um durômetro da marca

Heckert WPM modelo HPO 250, com um penetrador de diamante em forma de

pirâmide de base quadrada com ângulo entre faces opostas de 136o e aplicou-se

uma carga de 30kgf nos corpos de prova, por aproximadamente 20 segundos.

Foram realizadas 5 medidas de dureza na seção longitudinal dos corpos de prova

após serem lixados.

RESULTADOS Os resultados dos ensaios de durezas estão mostrados na Figura 1, onde se

observam as durezas para as temperaturas de envelhecimento de 600oC, 700oC,

800oC e 900oC para tempo de envelhecimento de 24 horas.

As Figuras 2, 3, 4 e 5 mostram as micrografias obtida no MEV do aço

inoxidável ISO 5832-9, envelhecidas durante 24 horas nas temperaturas de 600,

700, 800 e 900oC respectivamente, atacadas com o reativo de Beraha.

Microanálises pontuais (entre 1 a 2µm2) por energia dispersiva (EDS) foram

realizados nas partículas das Figuras 2 a 5. Estas revelaram que as partículas eram

compostas pelos seguintes elementos (% em peso), conforme mostra a Tabela 2.


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Figura 1. Comparação da dureza nas condições de como recebida(solubilizada) e

solubilizada e deformada 20%, com a dureza nas condições de envelhecidas a

600, 700, 800 e 900oC, durante 24 horas.

Figura 2. Micrografia obtida por microscopia eletrônica do aço inoxidável ISO 5832-

9, solubilizado a 1030oC durante 1 hora, resfriada em água e envelhecida a 600oC,

durante 24horas. Ataque Beraha.


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Tabela 2. Resultados da Análise por EDS mostrando os valore médios da

porcentagem em peso (%P) e o desvio padrão (DP) e as correspondentes fases,

em função da temperatura e tempo do envelhecimento.

T Fase Fe Cr Ni Mo Si Nb Outros

( oC) %P DP %P DP %P DP %P DP %P DP %P DP %P

600 Z 10,33 1,0 29,37 0,34 0,50 0,11 3,87 0,44 0,03 0,03 54,82 0,95 1,09

700 Z 10,15 0,84 29,53 0,41 0,78 0,11 4,02 0,13 0,01 0,01 54,42 0,92 1,11

700 χ 61,80 1,21 22,90 1,65 9,57 0,64 1,49 0,38 0,58 0,21 0,18 0,30 3,57

800 Z 13,18 2,27 32,33 5,22 0,61 0,63 3,52 0,83 0,06 0,03 48,96 5,47 1,34

800 χ 59,60 2,32 25,68 3,41 8,03 1,44 2,97 0,66 0,61 0,27 0,09 0,07 3,03

900 Z 12,55 1,49 28,28 2,70 2,49 2,02 2,95 0,93 0,31 0,16 51,53 1,53 2,14

900 χ 62,51 1,03 21,52 0,70 10,12 0,46 2,01 0,42 0,42 0,32 0,14 0,11 3,37

Média Z 11,55 29,88 1,09 3,59 0,10 52,43 1,42

Média χ 61,30 23,37 9,24 2,16 0,53 0,14 3,32

Pelo EDS a composição em peso médio da fase Z é : 52,43%Nb 29,88%Cr

11,55%Fe, e a fase χ(Chi) tem composição média de: 61,30%Fe 23,37%Cr

9,24%Ni 2,16%Mo.


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DISCUSSÃO

Observa-se pela Figura 1 que a dureza é maior para envelhecimento a

600oC, e a menor dureza ocorreu para a condição de solubilizada. Para

envelhecimentos entre 700 e 900oC, não ocorreu variação significativa da dureza, e

a razão para isto se deve ao coalescimento das partículas de segunda fase, como

pode ser observados pelas Figuras 2 a 5. Isto porque 600oC é o limite inferior para

precipitação das fase intermetálicas(2,3) e os precipitados são bem menores

interferindo no movimento das discordâncias, por isso o esforço deverá ser maior

para deformar o material. Observa-se que quanto maior a temperatura de

envelhecimento maior são as partículas de segunda fase, e estas partículas maiores

podem dar origem a um número muito grande de pequenos precipitados, segundo

Padilha(1994), um precipitado de 10 µm pode dar origem a 109 finos precipitados de

100 Å, que acarretaria um aumento significado na resistência mecânica.

Através da análise por EDS verificou a presença da fase Z em todas as

temperaturas e tempos de envelhecimento com composição média em peso

52,43%Nb 29,88%Cr 11,55%Fe, além disso foram constatada também a presença

da fase Chi a partir da temperatura de 700oC com composição média em peso

61,30%Fe 23,37%Cr 9,24%Ni 2,16%Mo.

CONCLUSÃO As conclusões que podem ser tiradas deste trabalho são:

1. Pelo EDS a composição média da fase Z é: 52,43%Nb 29,88%Cr

11,55%Fe, e a fase χ tem composição média de: 61,30%Fe 23,37%Cr 9,24%Ni

2,16%Mo.

2. Através da análise metalográfica observou-se que a fase Z está presente em

todas as condições, e a fase Chi pode ser avaliada a partir de 700oC, em função das

suas dimensões pelo feixe de raios-X.

3. A dureza foi mais elevada a temperatura de 600oC próxima da condição

deformada à frio, e decresceu até chegar a 700oC e pouco variou com o aumento da

temperatura até 900oC.

AGRADECIMENTOS


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Os Autores agradecem a BAUMER SA pelo fornecimento do material de

pesquisa, e FUNDUNESP, pelo apoio financeiro. REFERÊNCIAS 1. YONG JUN OH & JUN HWA HONG, Efeito de nitrogênio na precipitação e sensitização por trabalhado a frio dos aços inoxidáveis Tipo 316L(N), Journal Of Nuclear Materials 278(2000) , p 242-250. 2. MACHADO, I.F. Transformações de fase no estado sólido em alguns aços inoxidáveis austeníticos e ferríticos-austeníticos (dúplex) contendo altos teores de nitrogênio. São Paulo, 1999, 176p. Tese (Doutorado) - Escola Politécnica, Universidade de São Paulo. 3. PADILHA, A.F., GUEDES, L.C. Aços inoxidáveis austeníticos – Microestrutura e propriedades. São Paulo: Hemus Editora, 1994. p.170. 4.TAIRA, M., LAUTENSCHLAGER, E.P. In vitro corrosion fatigue of 316 L cold worked stainless steel, Journal of Biomedical Materials Research, v.26, p.1131-1139, 1992. 5.GIORDANI, E. J., Propriedades e Mecanismos de Nucleação de Trincas por Fadiga em Meio Neutro e Meio Fisiológico Artificial de Dois Aços Inoxidáveis Austeníticos Utilizados como Biomateriais. Campinas: Faculdade de Engenharia Mecânica. Universidade Estadual de Campinas; 2001, 300p. Tese (Doutorado). 6.GUIMARÃES, Vagner Alves. Influência da Microestrutura sobre as Propriedades Mecânicas e Resistência à Corrosão de um Aço Inoxidável ISO 5832-9 - Utilizado na Fabricação de Implantes Ortopédicos. Campinas: Faculdade de Engenharia Mecânica. Universidade Estadual de Campinas; 2002, 296p. Tese (Doutorado). 7.RAMIRES, I. et al. Pesquisas com materiais não ferrosos utilizados como biomateriais. In: IX Seminário de metais Não Ferrosos. 1996, São Paulo. ABM, Anais São Paulo, p.59-70. 8.CHOHFI, M. et al. Prótese metal/metal: uma tendência? Revista Brasileira de Ortopedia, v.32, n.10, p.760-766, 1997. 9.RATNER, B. (Edit.), Biomaterials Science, Academic Press, 1996. 10.ZAVAGLIA, Cecília Amélia de Carvalho. Aplicações de biocerâmicas em próteses ortopédicas. Campinas: Faculdade de Engenharia Mecânica, Universidade Estadual de Campinas. Tese (Livre docência), 116 p., 1993. 11.ÖRNHAGEN, C. et al. Characterization of a nitrogen-rich austenitic stainless steel used for osteosynthesis devices. Journal of Biomedical Materials Research, v.31, p.97-103, 1996.


4447

12.MACHADO, I. F. Reações de precipitação no estado sólido em um aço 25%Cr-5,5%Ni contendo 0,87% de nitrogênio. São Paulo, 1995. Dissertação (Mestrado). Escola Politécnica Universidade de São Paulo. 13.VAN STONE, R.H.; COX, T.B.; LOW, J.R. & PSIODA, J.A. Microstructural aspects of fracture by dimpled rupture. International Metals Reviews, v.30, n°4, p.157-79, 1985. 14.TOKIMATSU, R. Influência de Parâmetros Microestruturais e Procedimentos de Ensaio, no Comportamento Mecânico de um Aço de Ultra-Alta Resistência e Baixa Liga. Campinas: Faculdade de Engenharia Mecânica. Universidade Estadual de Campinas; 1995, 440p. Tese (Doutorado). 15. SOKEI, C.R. et al. Análise das Partículas de Segunda Fase e a Sua Influência na Tenacidade à Fratura do Aço Inoxidável Austenítico de Alto Nitrogênio Utilizado em Implantes Ortopédicos. In: XVI CBECIMAT, Porto Alegre, 2004. Trabalho 1083.

EVALUATION OF THE HARDNESS OF THE ISO 5832-9 STAINLESS STEEL IN FUNCTION OF THE VARIATION OF THE TEMPERATURE OF AGING

ABSTRACT

This work presents an evaluation of the hardness of the high nitrogen

austenitic stainless steel specified as ISO 5832-9 in function of the aging temperature

maintaining constant the time. The temperature variation influences in the

precipitation of the particles of second phase of this high nitrogen stainless steel that

used in the production of orthopedical implant. Metallographical analyses through the

scanning electron microscopy of the samples attacked with the Beraha´s reagent,

and analyzed for spectroscopy of energy dispersive analysis (EDS), they show that

the hardness is maximum for 600oC and the hardness decline to 700oC, and a few

influences in the hardness to exert the second phase particles in samples aged in 24

hours. Among these intermetallics phases are, the Z phase, the Laves phase and the

χ phase, and the nucleations of these phases depends on the temperature and the

aging time. Key-words: Aging, Fracture toughness, Intermetalics phases, EDS


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