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CENTRO UNIVERSITÁRIO DA FEI
DANIEL HIROSHI TAIRA ANESE
ESTUDO DO GRAU DE SENSITIZAÇÃO DO AÇO UNS S31803 ENVELHECIDO A
700ºC POR ENSAIOS DE REATIVAÇÃO POTENCIODINÂMICA DE DUPLO LOOP
(DL-EPR)
São Bernardo do Campo
2014
DANIEL HIROSHI TAIRA ANESE
ESTUDO DO GRAU DE SENSITIZAÇÃO DO AÇO UNS S31803 ENVELHECIDO A
700ºC POR ENSAIOS DE REATIVAÇÃO POTENCIODINÂMICA DE DUPLO LOOP
(DL-EPR)
Relatório apresentado ao Centro
Universitário da FEI, como parte dos
requisitos estabelecidos pelo Programa de
Bolsas de Iniciação Científica (PBIC),
orientado pela Profª. Drª. Daniella Caluscio
dos Santos.
São Bernardo do Campo
2014
RESUMO
O objetivo desse trabalho consiste no estudo do grau de sensitização do aço UNS
S31803 envelhecido a 700ºC por ensaios de reativação potenciodinâmica de duplo loop (DL-
EPR). Para isso corpos de prova do aço em estudo foram solubilizados a 1175ºC e envelhecidos
a 700ºC em tempos entre 10 min e 360 h e foram posteriormente utilizados para caracterização
microestrutural que foi realizada por meio de técnicas de estereologia quantitativa a partir de
imagens de elétrons retroespalhados e análises magnéticas usando o ferritoscópio. Os ensaios
DL-EPR foram conduzidos em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN à 30ºC em
amostras polidas. Observou-se que o comportamento eletroquímico do aço UNS S31803 possui
forte influência da microestrutura, já que o grau de sensitização (GS) aumenta com o aumento
do tempo de envelhecimento, devido à formação de fases intermetálicas que empobrecem as
regiões adjacentes em Cr e Mo.
Palavras-chave: Aço Inoxidável Dúplex, Fases Intermetálicas, Grau de Sensitização, DL-EPR.
ABSTRACT
The aim of this work is the study of the degree of sensitization of UNS S31803 duplex
stainless steel aged at 700°C by double loop potentiodynamic reactivation tests (DL - EPR).
The samples were solution-treated at 1175ºC and aged at 700ºC between 10 minutes and
360 h. The microestructural characterization was performed by quantitative metalography using
backscattered electron images and magnetic analysis with a ferritoscope. The DL-EPR tests
were conducted in 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN solution at 30ºC in polished
samples. It was observed that the electrochemical behavior of UNS S31803 steel is strongly
associated with microstructure. The degree of sensitization increase in parallel of aging time
due to the formation of intermetallic phases that promotes the creation of Cr and Mo depleted
zones.
Key-Words: Duplex Stainless Steel, Intermetallic Phases, Degree of Sensitization, DL-EPR.
LISTA DE FIGURAS
Figura 1. Seção isotérmica do diagrama ternário Fe-Cr-Ni a 1000ºC. ..................................... 12
Figura 2. Seção isotérmica do diagrama ternário Fe-Cr-Ni a 1100ºC ...................................... 13
Figura 3. Seção isotérmica do diagrama ternário Fe-Cr-Ni a 1200ºC ...................................... 13
Figura 4. Seção isotérmica do diagrama ternário Fe-Cr-Ni a 1300ºC ...................................... 14
Figura 5. Amostra solubilizada a 1120ºC por 20 minutos, ferrita (escura) e austenita (cinza).
.................................................................................................................................................. 15
Figura 6. Amostra solubilizada a 1175ºC por 30 minutos, ferrita (escura) e austenita (cinza).
.................................................................................................................................................. 15
Figura 7. Diagrama Tempo-Temperatura-Precipitação esquemático da formação de fases
intermetálicas nos aços inoxidáveis dúplex. ............................................................................. 16
Figura 8. Evolução do coeficiente de difusão do cromo na ferrita e na austenita com a
temperatura. .............................................................................................................................. 17
Figura 9. Diagrama esquemático mostrando uma sequência de passos durante a: (a)
decomposição eutetóide da ferrita para a formação de sigma e (b) precipitação descontínua de
sigma. ........................................................................................................................................ 18
Figura 10. Frações volumétricas de ferrita e sigma após envelhecimento a 900ºC. ................ 19
Figura 11. Frações volumétricas das fases em função do tempo de envelhecimento a 700 ºC.
.................................................................................................................................................. 20
Figura 12. Segundo trecho de envelhecimento a 700ºC entre 2 e 6 horas de tratamento. ........ 21
Figura 13. Terceiro trecho de envelhecimento a 700ºC entre 6 e 36 horas de tratamento. ...... 22
Figura 14. Fração volumétrica de fases entre 36 a 360 h de envelhecimento a 700°C. ........... 23
Figura 15. Imagem obtida pela técnica de elétrons retroespalhados da amostra envelhecida por
12 h a 700ºC ............................................................................................................................. 24
Figura 16. Imagem obtida pela técnica de elétrons retroespalhados da amostra envelhecida
por 36h a 700ºC ........................................................................................................................ 25
Figura 17. Representação esquemática do mecanismo de formação cooperativo de nitretos
e austenita de reequilíbrio na interface ferrita/austenita original. .......................................... 26
Figura 18. Curva esquemática de polarização potenciodinâmica cíclica em de um aço
inoxidável. ................................................................................................................................ 27
Figura 19. Curva esquemática típica obtida por DL-EPR. ....................................................... 28
Figura 20. Curva de polarização típica de ensaio de DL – EPR com velocidade de varredura de
1mV/s. ...................................................................................................................................... 29
Figura 21. Picos de densidade de corrente correspondentes às dissoluções de ferrita e austenita.
.................................................................................................................................................. 30
Figura 22. Evolução do grau de sensitização do aço UNS S32750 em função do tempo de
envelhecimento. ........................................................................................................................ 31
Figura 23. Grau de sensitização em solução 1M H2SO4 + 0,25M NaCl + 0,01M KSCN das
amostras envelhecidas a 650ºC e solubilizadas: a)Amostras envelhecidas até 360 horas;
b)Amostras envelhecidas até 4 horas........................................................................................ 32
Figura 24. Forno tubular. .......................................................................................................... 34
Figura 25. Politriz semi-automática Struers Abramin. ............................................................. 35
Figura 26. Ferritoscópio FISCHER modelo MP30. ................................................................. 36
Figura 27. Potenciostato AUTOLAB 12. ................................................................................. 37
Figura 28. Amostra solubilizada a 1175ºC por 30 minutos, ferrita (escura) e austenita (clara)
(a) 200X e (b) 500x de aumento ............................................................................................... 40
Figura 29. Amostra envelhecida por 10 minutos. 500x de aumento, ferrita (escura) e austenita
(clara) (a) 200X e (b) 500x de aumento ................................................................................... 41
Figura 30. Amostra envelhecida por 30 minutos, ferrita (escura) e austenita (clara) (a) 200X e
(b) 500x de aumento ................................................................................................................. 42
Figura 31. Amostra envelhecida por 1 hora, ferrita (escura) e austenita (clara) (a) 200X e (b)
500x de aumento ....................................................................................................................... 43
Figura 32. Amostra envelhecida por 2 horas, ferrita (escura) e austenita (clara) (a) 200X e (b)
500x de aumento ....................................................................................................................... 44
Figura 33. Amostra envelhecida por 36 horas, ferrita (escura), austenita (clara) e fase
intermetálica (branca) (a) 200X e (b) 500x de aumento ........................................................... 45
Figura 34. Amostra envelhecida por 72 horas ferrita (escura), austenita (clara) e fase
intermetálica (branca) (a) 200X e (b) 500x de aumento ........................................................... 46
Figura 35. Amostra envelhecida por 360 horas, ferrita (escura), austenita (clara) e fase
intermetálica (branca) (a) 200X e (b) 500x de aumento ........................................................... 47
Figura 36. Imagem de elétrons secundários da amostras solubilizadas a 1175 °C por 30 min.
.................................................................................................................................................. 48
Figura 37. Imagem de elétrons retroespalhados, amostra envelhecida por 10 minutos a 700ºC.
.................................................................................................................................................. 49
Figura 38. Imagem de elétrons retroespalhados, amostra envelhecida por 30 minutos a 700ºC.
.................................................................................................................................................. 49
Figura 39. Imagem de elétrons retroespalhados, amostra envelhecida por 1 hora a 700ºC. .... 50
Figura 40. Imagem de elétrons retroespalhados, amostra envelhecida por 2 horas a 700ºC.Fase
intermetálica indicada por seta. ................................................................................................ 50
Figura 41. Imagem de elétrons retroespalhados, amostra envelhecida por 6 horas a 700ºC. Fases
intermetálicas indicadas por seta. ............................................................................................. 51
Figura 42. Imagem de elétrons retroespalhados, amostra envelhecida por 36 horas a 700ºC.
Fases intermetálicas indicadas por seta. ................................................................................... 51
Figura 43. Imagem de elétrons retroespalhados, amostra envelhecida por 72 horas a 700ºC.
Fases intermetálicas indicadas por seta. ................................................................................... 52
Figura 44. Imagem de elétrons retroespalhados, amostra envelhecida por 360 horas a 700ºC.
.................................................................................................................................................. 52
Figura 45. Fração volumétrica de ferrita em função do tempo de envelhecimento a 700ºC .... 53
Figura 46. Fração volumétrica de sigma em função do tempo de envelhecimento a 700ºC .... 54
Figura 47. Fração volumétrica de chi em função do tempo de envelhecimento a 700ºC ........ 54
Figura 48. Fração volumétrica de austenita em função do tempo de envelhecimento a 700ºC.
.................................................................................................................................................. 55
Figura 49. Curva de DL-EPR em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra
solubilizada. .............................................................................................................................. 56
Figura 50. Curva de DL-EPR em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra
envelhecia a 700ºC por 10 minutos. ......................................................................................... 56
Figura 51. Curva de DL-EPR em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra
envelhecia a 700ºC por 30 minutos. ......................................................................................... 57
Figura 52. Curva de DL-EPR em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra
envelhecia a 700ºC por 1 hora. ................................................................................................. 57
Figura 53. Curva de DL-EPR em solução 2M 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra
envelhecia a 700ºC por 2 hora. ................................................................................................. 58
Figura 54. Curva de DL-EPR em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra
envelhecia a 700ºC por 6 hora. ................................................................................................. 58
Figura 55. Curva de DL-EPR em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra
envelhecia a 700ºC por 36 hora. ............................................................................................... 59
Figura 56. Curva de DL-EPR em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra
envelhecia a 700ºC por 72 horas. ............................................................................................. 59
Figura 57. Curva de DL-EPR em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra
envelhecia a 700ºC por 360 horas. ........................................................................................... 60
Figura 58. Imagem elétrons secundários, amostra envelhecida a 700ºC por 30 minutos após DL-
EPR. .......................................................................................................................................... 61
Figura 59. Imagem elétrons secundários, amostra envelhecida a 700ºC por 6 horas após DL-
EPR. .......................................................................................................................................... 61
Figura 60. Imagem elétrons secundários, amostra envelhecida a 700ºC por 36 horas após DL-
EPR. .......................................................................................................................................... 62
Figura 61. Imagem elétrons secundários, amostra envelhecida a 700ºC por 360 horas após DL-
EPR ........................................................................................................................................... 62
Figura 62. Região analisada por EDS na amostra envelhecida por 6h a 700°C ....................... 63
Figura 63. Espectro de EDS da análise realizada na amostra envelhecida por 6h a 700ºC
mostrada na Figura 62. ............................................................................................................. 64
Figura 64. Dados obtidos por EDS amostra envelhecida por 6h, spectrum 2. ......................... 65
Figura 65. Fração volumétrica em função do tempo de envelhecimento a 700ºC. .................. 66
Figura 66. Amostras envelhecidas a 700ºC por, a) 10minutos. b) 30minutos. c) 1hora. d) 2horas.
.................................................................................................................................................. 67
Figura 67. Frações volumétricas de ferrita e austenita em função do tempo de envelhecimento
a 700ºC ..................................................................................................................................... 67
Figura 68. Amostras envelhecidas a 700ºC por, a) 6 horas. b) 36 horas. c) 72 horas. d) 360
horas. ........................................................................................................................................ 69
Figura 69. Curvas (obtidas por DL-EPR das amostras envelhecidas a 700ºC por: a)
Solubilizadas. b) 10 minutos. c) 30 minutos. d) 1 hora. e) 2 horas. f) 6 horas. g) 36 horas. h) 72
horas. i) 360 horas. ................................................................................................................... 71
Figura 70. Evolução do grau de sensitização em função do tempo de envelhecimento a 700ºC.
.................................................................................................................................................. 73
Figura 71. Curvas DL-EPR amostras envelhecidas a) 10 minutos; b) 360 horas com respectivos
GS, a) 0,00306+0,00271; b) 1,06667+0,05774. ....................................................................... 73
Figura 72. Curva DL-EPR amostra envelhecida a 700ºC por 360 horas, destacando a região dos
picos de densidade de corrente. ................................................................................................ 74
SUMÁRIO
1 INTRODUÇÃO .................................................................................................................. 10
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ......................................................................................... 12
2.1 Aços Inoxidáveis Dúplex .............................................................................................................12
2.2 Fases Intermetálicas .....................................................................................................................16
2.2.1 Fase Sigma () ................................................................................................................ 17
2.2.2 Fase chi () ...................................................................................................................... 23
2.3 Corrosão em aços inoxidáveis dúplex .....................................................................................26
3 MATERIAIS E MÉTODOS ............................................................................................. 34
3.1 Tratamentos térmicos ........................................................................................................ 34
3.2 Preparação metalográfica .................................................................................................. 35
3.3 Caracterização Microestrutural ......................................................................................... 35
3.4 Ensaios eletroquímicos DL-EPR ....................................................................................... 36
3.5 Caracterização Microestrutural ......................................................................................... 37
4 RESULTADOS PARCIAIS .............................................................................................. 39
4.1 Ataque de Behara Modificado ........................................................................................... 39
4.2 Imagens de elétrons Retroespalhados ................................................................................ 48
4.3 Caracterização Quantitativa da Microestrutura ................................................................. 53
4.4 Ensaios de DL – EPR ........................................................................................................ 55
4.5 Micrografias após DL-EPR ............................................................................................... 60
5 DISCUSSÃO DOS RESULTADOS ................................................................................. 66
5.1 Análise microestrutural ..................................................................................................... 66
5.2 Ensaios DL-EPR ................................................................................................................ 70
6 CONCLUSÕES .................................................................................................................. 75
1 INTRODUÇÃO
Os aços inoxidáveis dúplex são aços formados por duas fases, ferrita e austenita com frações
volumétricas aproximadamente iguais. Estes aços são considerados inoxidáveis por possuírem
no mínimo 12% de cromo, o que permite a formação da película passiva característica desse
tipo de material (SOLOMON; DEVINE, 1982). A película passiva é uma película de óxido,
aderente, não porosa e auto-regenerativa, que confere ao material uma boa resistência à
corrosão (MAGNABOSCO, 2001). Dessa forma esses aços combinam uma boa resistência
mecânica e tenacidade e alta resistência à corrosão, sendo aplicados nas indústrias química,
petroquímica, off-shore, óleo e gás, fabricação de tubos umbilicais, poços e sistemas de
incêndio, plantas de dessalinização, equipamentos para controle de poluição, construção de
pontes e papel celulose e mais recentemente umbilicais para extração de petróleo em águas
profundas (pré-sal).
Quando submetidos a temperaturas entre 600 e 1.000ºC os aços inoxidáveis dúplex podem
sofrer transformações de fase no estado sólido formando fases intermetálicas como sigma (),
chi () e nitretos de cromo (Cr2N), dependendo da sua composição química que são prejudiciais
às suas propriedades (NILSSON, 1992). A fase sigma é a mais deletéria dentre as citadas, pois
apresenta elevadas frações volumétricas dependendo do tempo de exposição à temperaturas
elevadas. Por ser uma fase extremamente frágil, a formação de sigma reduz a tenacidade do
material e, além disso, a fase sigma é rica em cromo e molibdênio, fazendo com que sua
formação leve a uma diminuição na resistência à corrosão, devido ao empobrecimento das
regiões vizinhas à sua formação nesses elementos. A fase chi é mais rica em molibdênio em
relação a sigma, e sua formação prejudicaria ainda mais a resistência à corrosão do material.
No entanto essa fase é formada em frações volumétricas muito baixas. Já a formação de nitretos
de cromo é prejudicial à resistência mecânica do material, por ser uma fase muito frágil, mas
também é prejudicial à resistência à corrosão do material por pelo empobrecimento em cromo
das regiões vizinhas à sua formação.
Para estudar o comportamento eletroquímico em aços inoxidáveis, foi desenvolvido um
ensaio eletroquímico conhecido como reativação potenciodinâmica de duplo loop (DL-EPR),
que caracteriza o grau de sensitização de um material por meio de ensaios de polarização
potenciodinâmica.
11
Desse modo o objetivo desse trabalho consiste no estudo do grau de sensitização do aço
UNS S31803 envelhecido a 700ºC por ensaios de reativação potenciodinâmica de duplo loop
(DL-EPR).
12
2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
Para melhor compreensão do tema proposto, nesse tópico será realizada revisão da
literatura sobre os aços inoxidáveis dúplex, a formação de fases intermetálicas nesses materiais,
além de revisão sobre o comportamento eletroquímico desse material quando da presença de
fases intermetálicas visando comparação posterior com os resultados obtidos e assim validar
este estudo.
2.1 Aços Inoxidáveis Dúplex
Os primeiros indícios da existência da estrutura dúplex foram mencionados por Bain e
Griffith em 1927 enquanto estudavam o sistema Fe-Cr-Ni, que são os principais elementos
constituintes dos aços inoxidáveis dúplex. Dessa forma o diagrama ternário Fe-Cr-Ni é o
diagrama básico para o estudo desses aços (PADILHA; PLAUT, 2009). Nas Figura 1 a 4 estão
apresentadas as seções isotérmicas de 1000ºC até 1300ºC do diagrama ternário Fe-Cr-Ni. O
desenvolvimento da estrutura dúplex ferrita-austenita pode ser feito pela correta escolha de
composição química e tratamento de solubilização e resfriamento rápido (MAGNABOSCO,
2001). Nota-se que o campo de coexistência das fases ferrita e austenita aumenta com a
diminuição da temperatura.
Figura 1. Seção isotérmica do diagrama ternário Fe-Cr-Ni a 1000ºC.
Fonte: MAGNABOSCO, 2001.
13
Figura 2. Seção isotérmica do diagrama ternário Fe-Cr-Ni a 1100ºC
Fonte: MAGNABOSCO, 2001.
Figura 3. Seção isotérmica do diagrama ternário Fe-Cr-Ni a 1200ºC
Fonte: MAGNABOSCO, 2001.
14
Figura 4. Seção isotérmica do diagrama ternário Fe-Cr-Ni a 1300ºC
Fonte: MAGNABOSCO, 2001.
A estrutura bifásica típica do aço inoxidável dúplex UNS S31803 é apresentada nas
Figura 5 e 6 obtidas após ataque com reativo de Behara modificado onde se observa a ferrita
escura e austenita clara.
15
Figura 5. Amostra solubilizada a 1120ºC por 20 minutos, ferrita (escura) e austenita (cinza).
Fonte: MAGNABOSCO, 2001.
Figura 6. Amostra solubilizada a 1175ºC por 30 minutos, ferrita (escura) e austenita (cinza).
Fonte: SANTOS, 2010.
16
2.2 Fases Intermetálicas
Dentre as fases intermetálicas passíveis de se formar num aço inoxidável dúplex estão
as fases sigma (), chi () e nitretos de cromo do tipo (Cr2N) que serão descritas neste trabalho.
A composição química típica e o intervalo de temperaturas das fases observadas nos aços
inoxidáveis dúplex estão descritas na Erro! Fonte de referência não encontrada..
Tabela 1. Fases passíveis de precipitação na estrutura dos aços inoxidáveis dúplex e suas características.
Fase Fórmula Química Intervalo de Temperatura (ºC)
Fe-Cr-Mo 600 a 1000
Fe36Cr12Mo10 700 a 900
Nitretos de cromo Cr2N 700 a 900 Fonte: Karlsson, Ridgal e Lake (2000).
A Figura 7 mostra um diagrama Tempo Temperatura Precipitação (TTP) esquemático
indicando faixas de tempo e temperatura onde os aços estão passíveis de precipitação de fases
intermetálicas.
Figura 7. Diagrama Tempo-Temperatura-Precipitação esquemático da formação de fases intermetálicas nos aços
inoxidáveis dúplex.
Fonte: Totten apud Santos (2013).
17
2.2.1 Fase Sigma ()
Os primeiros registros da fase sigma se deram em 1927 quando Bain e Griffiths (1927
apud HALL; ALGIE, 1966) estudando ligas Fe-Cr-Ni, notaram o aparecimento de uma fase
frágil, não magnética, com caráter intermetálico de estrutura tetragonal. Esta fase foi elucidada
somente a partir de 1954 quando foram publicados os primeiros resultados de raios X em
monocristais (HALL; ALGIE, 1966).
A nucleação da fase sigma se dá preferencialmente nos contornos de grão ferrita/ferrita
ou ferrita/austenita. Entretanto seu crescimento ocorre em direção à ferrita, pois essa fase é o
sorvedouro de cromo e molibdênio, elementos estabilizadores da ferrita, e principais
constituintes da fase sigma (SEDRIKS, 2006). Além disso, a difusão de cromo na ferrita é mais
fácil comparada a austenita. A Figura 8 ilustra a variação do coeficiente de difusão do cromo
na ferrita e na austenita com a temperatura.
Figura 8. Evolução do coeficiente de difusão do cromo na ferrita e na austenita com a temperatura.
Fonte: SANTOS, 2010.
Segundo Magnabosco (2009) existem três mecanismos formadores de sigma em aços
inoxidáveis dúplex:
a) Decomposição eutetóide da ferrita gerando sigma e austenita secundária (𝛾2) empobrecida
em cromo e molibdênio;
b) Nucleação e crescimento a partir da ferrita, formando sigma e ferrita secundária (𝛾2)
empobrecida em cromo e molibdênio;
18
c) Crescimento a partir da austenita após o total consumo de ferrita.
A Figura 9 esquematiza a formação de fase sigma pela decomposição eutetóide da ferrita
e precipitação descontínua lamelar, de sigma a partir da ferrita.
Figura 9. Diagrama esquemático mostrando uma sequência de passos durante a: (a) decomposição eutetóide da
ferrita para a formação de sigma e (b) precipitação descontínua de sigma.
Fonte: Santos, 2013.
19
Os mecanismos de formação de sigma apresentados acima se diferem principalmente
na nucleação de fases. Enquanto que na precipitação descontínua há a formação de apenas uma
fase (sigma), na decomposição eutetóide há formação de duas fases (sigma e austenita).
Como já foi mencionado anteriormente, a fase sigma é composta majoritariamente por
cromo e molibdênio, portanto durante sua formação as regiões adjacentes ficarão empobrecidas
desses elementos. Na precipitação descontínua o empobrecimento de cromo e molibdênio da
ferrita, da origem a uma ferrita secundária (2), equação (1). Já na decomposição eutetóide o
empobrecimento dos elementos alfagênicos desestabiliza a ferrita, dando origem a uma
austenita secundária (γ2), equação (2).
→ + (1)
→ + (2)
Romana (2009) estudando cinética de formação de fase sigma num aço inoxidável
superdúplex UNS S32750 (SAF 2507), relatou a influência do tempo de envelhecimento na
formação de sigma. A Figura 10 mostra as frações volumétricas de sigma e ferrita em função
do tempo de envelhecimento isotérmico a 900 ºC onde se observa que inicialmente a ferrita é
consumida para formação de sigma. No entanto após cerca de 10 horas de envelhecimento a
900ºC não há mais ferrita na estrutura, e sigma continua a crescer, indicando que sua formação
continuou a partir da austenita. Esse mecanismo é apresentado na equação (3)
Figura 10. Frações volumétricas de ferrita e sigma após envelhecimento a 900ºC.
Fonte: ROMANA, 2009.
20
γ → + (3)
Santos (2013) estudando o aço inoxidável dúplex UNS S31803, envelhecido a 700°C
mapeou a evolução das frações volumétricas das fases presentes no aço em função do tempo de
envelhecimento (Figura 11).
Figura 11. Frações volumétricas das fases em função do tempo de envelhecimento a 700 ºC.
Fonte: SANTOS, 2013.
A autora divide o envelhecimento conduzido até 360h em quatro trechos. O primeiro
trecho compreende envelhecimentos até duas horas, nessa parte há diminuição na fração de
ferrita e aumento na fração de austenita. Entretanto, nota-se que não existe formação de fases
intermetálicas nesse trecho. A variação nas frações de austenita e ferrita sugere que após a
solubilização as fases não estavam em equilíbrio e com o início do envelhecimento ocorre um
reequilíbrio entre as fases ferrita e austenita.
A segunda parte compreende o intervalo entre 2 e 6 horas de envelhecimento, percebe-
se a diminuição na fração de ferrita e a manutenção na fração da austenita considerando os
desvios padrões. Paralelamente observa-se um aumento nas frações de chi e sigma. Isso sugere
que a formação de sigma nesse trecho se dá pela precipitação descontínua a partir da ferrita
(Figura 12), já que não há aumento de austenita, característico da decomposição eutetóide da
ferrita (equação 2).
21
Figura 12. Segundo trecho de envelhecimento a 700ºC entre 2 e 6 horas de tratamento.
Fonte: SANTOS, 2013.
No terceiro trecho que compreende o intervalo entre 6 e 36 horas de envelhecimento,
apresentado mais claramente na Figura 13, nota-se um aumento na fração de austenita, uma
diminuição na fração da ferrita. Entretanto há manutenção na fração de sigma se considerados
os desvios padrões, e o consumo da fase chi. A autora mostra que possivelmente o aumento da
austenita está relacionado ao empobrecimento da ferrita em cromo e molibdênio o que
provavelmente desestabilizou essa fase, provocando a transformação da ferrita em austenita
secundária, elevando os teores de austenita. Levando em conta a manutenção de sigma o
aumento de austenita não poderia estar relacionado à decomposição eutetóide. A fase chi
provavelmente foi consumida devido a redistribuição dos elementos de liga na matriz (Cr e Mo)
(Santos, 2013).
22
Figura 13. Terceiro trecho de envelhecimento a 700ºC entre 6 e 36 horas de tratamento.
Fonte: SANTOS, 2013.
O último trecho compreende o intervalo entre 36 e 360 horas de envelhecimento, nele
observa-se o consumo da ferrita e da austenita, assim como há aumento na fração de sigma e
uma manutenção nos valores de chi. Nessa parte a ferrita já foi quase que totalmente consumida,
no entanto sigma continua a crescer, o que sugere que nesse trecho ocorra a formação de sigma
tanto a partir da ferrita, quanto a partir da austenita.
23
Figura 14. Fração volumétrica de fases entre 36 a 360 h de envelhecimento a 700°C.
Fonte: SANTOS, 2013.
2.2.2 Fase chi ()
Embora a fase chi seja formada dentro do intervalo de temperatura de formação de sigma
(entre 750ºC e 850ºC), esta fase é menos estudada em relação à última. Além de se formar em
frações volumétricas menores do que sigma, também é difícil distinguir as duas fases por meio
de microscopia óptica. Para tal se faz necessário o uso de imagens de elétrons retroespalhados
por meio de microscopia eletrônica de varredura, pois as duas fases possuem pesos atômicos
distintos (ESCRIBA et al.,2009; SANTOS; MAGNABOSCO, 2011) e portanto torna-se
possível a diferenciação utilizando a técnica de elétrons retroespalhados. A fase chi é rica em
cromo, muito embora seu teor de molibdênio seja maior quando comparado à fase sigma, o que
permite a sua distinção pelo método descrito.
24
Na Figura 15 está apresentada micrografia obtida pela técnica de elétrons
retroespalhados, por meio de microscopia eletrônica de varredura, onde se observa a presença
de fase chi, mais clara em relação à fase sigma (cinza clara), próxima aos contornos de grão.
Figura 15. Imagem obtida pela técnica de elétrons retroespalhados da amostra envelhecida por 12 h a 700ºC
mostrando a formação de sigma lamelar e provavelmente a formação de fase chi indicadas por seta.
Fonte: Santos, 2013.
A formação da fase chi precede a formação da fase sigma, podendo assim servir como
núcleo heterogêneo para a formação desta fase, e após o crescimento de sigma a fase chi seria
consumida pela fase sigma (NILSSON, 1992; ESCRIBA et al.,2009).
2.2.3 Nitretos de cromo
Em temperaturas entre 700 e 900ºC é possível haver precipitação de nitretos de cromo
em aços inoxidáveis dúplex quando envelhecidos isotermicamente ou durante resfriamento a
partir da solubilização em regiões onde há supersaturação de nitrogênio na ferrita (SANTOS,
2013).
A formação dos nitretos de cromo é prejudicial às propriedades do aço, pois além de ser
uma fase frágil pela remoção do nitrogênio de solução sólida intersticial diminuindo assim sua
resistência mecânica, a resistência à corrosão também é afetada devido ao empobrecimento de
25
cromo da matriz (SANTOS, 2013). No entanto a fração volumétrica de nitretos de cromo é
muito baixa quando comparada com as outras fases intermetálicas, por isso não há muitos
estudos sobre essa fase. Na Figura 16 é apresentada micrografia obtida por meio de microscopia
eletrônica de varredura onde é possível identificar nitretos de cromo.
Figura 16. Imagem obtida pela técnica de elétrons retroespalhados da amostra envelhecida por 36h a 700ºC
Fonte: Santos, 2013.
A formação de nitretos de cromo se dá por crescimento cooperativo entre os nitretos e
austenita de reequilíbrio, de acordo com a Figura 17 (LO, SHEK, LAI, 2013).
26
Figura 17. Representação esquemática do mecanismo de formação cooperativo de nitretos e austenita de
reequilíbrio na interface ferrita/austenita original.
Fonte: Santos (2013), adaptado de Ramirez, Lippold e Brandi (2003).
A partir da interface ferrita/austenita há nucleação heterogênea de nitretos de cromo.
Em seguida ocorre o crescimento desses nitretos em direção a ferrita, onde há supersaturação
de nitrogênio. A difusão de elementos estabilizantes da austenita como, níquel e cobre, em
direção a ferrita faz com que a ferrita se desestabilize e se transforme em austenita (chamada
de austenita de reequilíbrio). Com o passar do tempo essa austenita de reequilíbrio cresce numa
velocidade maior do que os nitretos de cromo. Para tempos maiores os nitretos de cromo
começam a ser dissolvidos na matriz, resultando na dissolução total dessa fase (RAMIREZ;
LIPPOLD; BRANDI, apud SANTOS, 2013).
2.3 Corrosão em aços inoxidáveis dúplex
A formação de fases intermetálicas é prejudicial à resistência à corrosão, principalmente
a formação de sigma devido ao empobrecimento de cromo e molibdênio das regiões vizinhas à
sua formação.
Da necessidade de estudar da corrosão em aços inoxidáveis é comum realizar ensaios
eletroquímicos, como os de polarização, onde o comportamento do aço em determinados meio
corrosivo é simulado. A Figura 18 mostra um exemplo de curva de polarização anódica de um
aço inoxidável.
27
Figura 18. Curva esquemática de polarização potenciodinâmica cíclica em de um aço inoxidável.
Fonte: Magnabosco, 1996, p.31
Uma curva de polarização inicia no potencial de circuito aberto (E*), que é o potencial
lido assim que a amostra é imersa na solução, tem-se então o início do trecho ativo. Esse trecho
é caracterizado por pequenos aumentos do potencial causarem grandes aumentos na densidade
de corrente. Ao aumentar ainda mais o potencial ocorre uma queda na densidade de corrente,
começa então o trecho passivo, onde a taxa de corrosão do material é mínima. Nessa região o
aumento do potencial é seguido por uma variação muito pequena na densidade de corrente,
mantendo-se quase constante. Por último, em potenciais elevados ocorre a quebra da película
passiva, aumentando a taxa de corrosão do material. Essa quebra pode ser identificada na curva
de polarização quando após o trecho passivo há um grande aumento na densidade de corrente.
(MAGNABOSCO, 1996)
A influência da formação de fases na resistência a corrosão vem sendo muito estudada
por meio de curvas de polarização, no entanto ensaios de polarização potenciodinâmica são
quase sempre destrutivos, por isso precisam de uma quantidade considerável de material para
realizar os estudos (MORAIS, 2012). Da necessidade de realizar ensaios não destrutivos em
aços inoxidáveis foi desenvolvido o ensaio de reativação potenciodinâmica de duplo loop (DL-
EPR). Essa técnica foi desenvolvida primeiramente para aços inoxidáveis austeníticos e foi
baseado na técnica de reativação potenciodinâmica único loop (SL-EPR). Foi proposto
inicialmente por Majidi e Streicher (1984) para estudar a sensitização em aços inoxidáveis
austeníticos. Os autores destacam as vantagens do ensaio de duplo loop em comparação com o
ensaio single-loop, dentre as vantagens destacam-se: melhor reprodutibilidade além de não ser
28
necessário ter um acabamento superficial refinado. O ensaio DL-EPR consiste em polarizar o
material a partir do potencial de circuito aberto até potencial estabelecido no trecho passivo
onde é revertido, sendo a varredura é feita na mesma velocidade pré-determinada de volta ao
potencial de circuito aberto (WOLYNEC, 2003). Durante a ativação acontece a formação da
película passiva, então a inversão é feita de modo que a amostra ainda apresente tal película.
No entanto, na reativação ocorre a quebra parcial da película passiva, que pode estar relacionada
a precipitação de fases intermetálicas que prejudicam a resistência a corrosão do aço devido ao
empobrecimento de cromo e molibdênio das regiões adjacentes. Desse modo há uma diferença
entre o máximo de densidade de corrente de ativação (ia) e o máximo de densidade de corrente
de reativação (ir). A razão entre ir e ia é definido como grau de sensitização (GS). A Figura 19
ilustra uma típica curva de polarização obtida por DL-EPR (WOLYNEC, 2003).
Figura 19. Curva esquemática típica obtida por DL-EPR.
Fonte: Autor.
Para aços bifásicos é possível identificar dois picos na densidade de corrente na ativação
e/ou na reativação, assim como foi observado por Chavez (2002). A autora investigando a
corrosão seletiva do aço inoxidável dúplex UNS S31803 por ensaios DL-EPR, constatou dois
picos de densidade de corrente na reativação em duas das três soluções em estudo. Sendo elas
designadas por: B (2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN a 30°C) e C (2M H2SO4 + 0,5M
NaCl + 0,01M C2H5NS a 30°C) (Figura 20).
29
a)
b)
Figura 20. Curva de polarização típica de ensaio de DL – EPR com velocidade de varredura de 1mV/s.
a) Solução B, amostra tratada a 750°C por 5 horas. b) Solução C, amostra envelhecida a 850°C por 5 horas.
Fonte: Autor, modificado Chavez, 2002.
Magnabosco e Dos Santos (2008) estudando o efeito da corrosão seletiva em aço UNS
S31803 solubilizado a 1200º por 220 minutos e imersos em 1M HCl a 60º em intervalos de
tempo de 1 a 240h evidenciaram que após polarização potenciodinâmica há a formação de dois
picos de densidade de corrente na ativação. Após ensaios de polarização potenciostática
constatou-se que o potencial de dissolução da ferrita (-300±8,7 mVAg/AgCl) é menor do que o
potencial de dissolução da austenita (-241±2,6 mVAg/AgCl), o que também foi comprovado por
Colli e Dos Santos (2013) Isso sugere que o menor pico de densidade de corrente se refere à
ferrita, enquanto que o maior pico é referente à austenita, o que foi confirmado por Morais
(2012) estudando o grau de sensitização do mesmo aço UNS S31803 envelhecido a 800°C.
Esse comportamento é observado na Figura 21.
30
Figura 21. Picos de densidade de corrente correspondentes às dissoluções de ferrita e austenita.
Fonte: Magnabosco e Dos Santos, 2008.
Hong et al. (2013) estudou a susceptibilidade a corrosão intergranular em função do
tempo de envelhecimento a 900ºC, do aço UNS S32750 usando ensaios DL-EPR. Os autores
observaram que o grau de sensitização (GS) obtido por DL-EPR aumenta em função do tempo
de envelhecimento. No entanto esse efeito só é observado até 4 horas de envelhecimento a
900ºC e a partir desse tempo os valores de GS diminuíram levemente (Figura 22). Esse
fenômeno foi atribuído à redistribuição de cromo para as regiões empobrecidas devido à
precipitação de fases intermetálicas, efeito chamado de ''healing effect''.
31
Figura 22. Evolução do grau de sensitização do aço UNS S32750 em função do tempo de envelhecimento.
Fonte: Hong et al., 2013.
Mélo (2013) estudando o aço UNS S31803 solubilizado a 1175ºC e envelhecido a 650ºC
observou o mesmo efeito que Hong et al. O grau de sensitização do aço aumenta com o tempo
de envelhecimento, e também relataram o ''healing effect'' observado por Hong (2013) devido
a redistribuição de cromo para as áreas empobrecidas (Figura 23).
Arikan (2012) investigando a susceptibilidade a corrosão intergranular do aço UNS
S31803 envelhecido a 800ºC chegou a mesma conclusão que Mélo e Hong et al (Tabela 2).
Tabela 2: Resultados do ensaio DL-EPR do aço 2205. Inicialmente solubilizado a 1050ºC por 30 minutos e então
envelhecido a 800ºC.
Temperatura (ºC) Tempo (min) DOS(Ir/Ia x100)
Solubilizada 0,02763
800 100 1,99999
800 316 17,61783
800 1000 31,67703
800 3162 15,68003
800 10000 61,01509
800 31622 36,82760 Fonte: Autor adaptado de Arikan (2012).
32
É importante lembrar que nem todos os aços inoxidáveis estão sujeitos à precipitação
das fases intermetálicas citadas.
Figura 23. Grau de sensitização em solução 1M H2SO4 + 0,25M NaCl + 0,01M KSCN das amostras envelhecidas
a 650ºC e solubilizadas: a)Amostras envelhecidas até 360 horas; b)Amostras envelhecidas até 4 horas.
Fonte: Autor adaptado de Mélo, 2013.
33
Com base na revisão bibliográfica observa-se que a formação de fases intermetálicas,
como sigma, é extremamente prejudicial à resistência a corrosão do material, visto que a
formação da mesma empobrece as regiões adjacente em cromo e molibdênio, caracterizando a
sensitização do material. O ensaio DL-EPR mostrou-se efetivo para quantificar a sensitização
do material, desse modo o objetivo desse trabalho é estudar o grau de sensitização do aço
inoxidável dúplex UNS S31803 por ensaios de reativação potenciodinâmica de duplo loop (DL-
EPR).
34
3 MATERIAIS E MÉTODOS
O material de estudo é de propriedade do Centro de Desenvolvimento de Materiais
Metálicos - CDMatM - FEI - e foi adquirido como chapa de 3 mm de espessura laminada a
1100º e resfriada com jato de água e ar forçado. A composição química está descrita na Tabela
3.
Tabela 3: Composição química (% em massa) do aço em estudo
Elemento Cr Ni Mo Mn N C Si Cu Co P S Nb Fe
% massa 22,48 5,74 3,2 1,42 0,162 0,018 0,35 0,15 0,07 0,019 0,001 0,006 Bal
3.1 Tratamentos térmicos
A partir do material como recebido foram selecionadas amostras para o tratamento
térmico de solubilização a 1175ºC por 30 minutos, e resfriamento rápido em água para assegurar
uma estrutura homogênea de ferrita e austenita. Em seguida as amostras foram envelhecidas a
700ºC por 10 min, 30 min, 1h, 2h, 6h, 36h e 360h em um forno tubular (Figura 24) sob atmosfera
de N2 para evitar oxidação excessiva.
Figura 24. Forno tubular.
Fonte: Morais, 2012.
35
3.2 Preparação metalográfica
Antes de realizar o embutimento, todas as superfícies das amostras foram lixadas até a
granulometria de 100 mesh para remoção a camada de óxido formada durante a solubilização e
envelhecimento, o que poderia prejudicar os ensaios eletroquímicos que seriam realizados
posteriormente. Após esse processo as amostras foram embutidas em resina termofixa de cura
a quente (baquelite), de modo que a área de estudo seja a seção longitudinal do sentido de
laminação e tenha aproximadamente 0,5cm² de área.
Os corpos de prova foram lixados até 600 mesh e em seguida foram polidos com
acabamento final de 1m, utilizando um equipamento de polimento semiautomático Struers
Abramin do CDMatM - FEI (Figura 25).
Figura 25. Politriz semi-automática Struers Abramin.
Fonte: Morais, 2012.
3.3 Caracterização Microestrutural
A fração volumétrica de ferrita (%α) foi obtida com o auxílio de um ferritoscópio
FISCHER modelo MP30 do CDMatM - FEI (Figura 26), calibrado com o auxílio de padrões,
tendo como limite de detecção 0,1% de ferrita. Vinte medições foram realizadas em cada uma
36
das séries de amostras. Já a identificação e a quantificação das fases intermetálicas formadas
foi feita a partir de imagens de elétrons retroespalhados obtidas com Microscópio CamScan
CS3200. A quantificação das fases foi realizada com auxílio software de análise de imagens
Olympus Analysis a partir de 5 imagens de elétrons retroespalhadas para cada condição de
envelhecimento, onde foram quantificadas as fases sigma e chi segundo metodologia proposta
por SANTOS; MAGNABOSCO; MOURA-NETO (2012).
A fração de austenita foi obtida seguindo a equação (3).
% = 100 - % - % -% (3)
Figura 26. Ferritoscópio FISCHER modelo MP30.
Fonte: Morais, 2012.
3.4 Ensaios eletroquímicos DL-EPR
Os ensaios DL-EPR foram realizados com auxilio do potenciostato AUTOLAB 12 do
CDMatM - FEI (Figura 27) usando solução 2M H2SO4 + 0,5NaCl + 0,01 KSCN de acordo com
a norma ASTM G108-94. Essa solução foi anteriormente testada para o aço em estudo nesse
trabalho por Morais (2013) e Lopez et al. (1997). O ensaio foi conduzido a 30ºC.
37
Figura 27. Potenciostato AUTOLAB 12.
Fonte: Morais, 2012.
Como eletrodo de referência foi utilizado o eletrodo de calomelano saturado (ECS),
como contra eletrodo foi usado uma barra de platina de área exposta de pelo menos três vezes
maior do que a do eletrodo de trabalho. O eletrodo de trabalho são as amostras polidas até
granulometria de 1m. Após o polimento as amostras foram lavadas com água destilada e
deionizada e secas com álcool etílico absoluto e jato de ar quente.
A polarização teve início no potencial de circuito aberto após aproximadamente 3
minutos de imersão, dando início a varredura a uma velocidade de 1,67 mV/s, o sentido de
varredura foi invertido quando o potencial atingiu 200 mV, o ensaio foi finalizado quando o no
potencial de circuito aberto inicialmente medido. Ao final do ensaio as amostras foram lavadas
com água destilada deionizada e secas com álcool etílico absoluto e jato de ar quente para
observação posterior em microscópio óptico e eletrônico de varredura.
3.5 Caracterização Microestrutural
Para a revelação da microestrutura foi utilizado o reativo Behara modificado, cuja
composição é de 10 ml de ácido clorídrico (HCl), 40 ml de água destilada e deionizada; a esta
solução de estoque foram adicionados 0,5g de metabissulfito de potássio e 1g de bifluoreto de
38
amônio. O ataque é feito imergindo a amostra na solução e agitando-a para eliminação dos
gases provenientes das reações químicas formadoras dos óxidos. O tempo de ataque varia de
acordo com várias variáveis anteriormente citadas, portanto pode demorar de alguns segundos
até 2 minutos. O ataque foi interrompido com água, e a superfície de observação foi seca através
de jato de ar comprimido.
39
4 RESULTADOS PARCIAIS
Nos itens a seguir serão apresentadas as micrografias obtidas por microscópio eletrônico
de varredura das amostras solubilizadas e envelhecidas a 700ºC por tempos que variam desde
10 minutos até 360 horas, bem como as análises quantitativas das fases presentes no aço em
função do tempo de envelhecimento. Também serão apresentadas as curvas de DL-EPR para
todas as condições e a evolução no valor do grau de sensitização (GS). Assim como os gráficos
obtidos por EDS e as microestruturas feitas após ataque de behara modificado.
4.1 Ataque de Behara Modificado
Nas Figuras 29 a 35, serão apresentadas as micrografias obtidas da amostras
envelhecidas a 700ºC atacadas com reagente de behara modificado.
Observa-se nessas figuras que até 2 horas (Figura 32) de envelhecimento não se percebe
formação considerável de fases intermetálicas, e só a partir de 36 horas (Figura 33) de
envelhecimento essas fases são formadas em maior fração volumétrica. Observa-se que a
morfologia da fase intermetálica formada é descontínua. Entretanto, para o estudo detalhado
dessa morfologia faz-se necessária análise por MEV que será apresentada no item 4.2. desse
trabalho.
40
(a)
(b)
Figura 28. Amostra solubilizada a 1175ºC por 30 minutos, ferrita (escura) e austenita (clara) (a) 200X e (b) 500x
de aumento
41
(a)
(b)
Figura 29. Amostra envelhecida por 10 minutos. 500x de aumento, ferrita (escura) e austenita (clara) (a) 200X e
(b) 500x de aumento
42
(a)
(b)
Figura 30. Amostra envelhecida por 30 minutos, ferrita (escura) e austenita (clara) (a) 200X e (b) 500x de aumento
43
(a)
(b)
Figura 31. Amostra envelhecida por 1 hora, ferrita (escura) e austenita (clara) (a) 200X e (b) 500x de aumento
44
(a)
(b)
Figura 32. Amostra envelhecida por 2 horas, ferrita (escura) e austenita (clara) (a) 200X e (b) 500x de aumento
45
(a)
(b)
Figura 33. Amostra envelhecida por 36 horas, ferrita (escura), austenita (clara) e fase intermetálica (branca) (a)
200X e (b) 500x de aumento
46
(a)
(b)
Figura 34. Amostra envelhecida por 72 horas ferrita (escura), austenita (clara) e fase intermetálica (branca) (a)
200X e (b) 500x de aumento
47
(a)
(b)
Figura 35. Amostra envelhecida por 360 horas, ferrita (escura), austenita (clara) e fase intermetálica (branca) (a)
200X e (b) 500x de aumento
48
4.2 Imagens de elétrons Retroespalhados
A Figura 36 apresenta a microestrutura da amostra solubilizada. Nota-se a presença de
duas fases, ferrita e austenita, e ausência de fases intermetálicas.
Figura 36. Imagem de elétrons secundários da amostras solubilizadas a 1175 °C por 30 min.
Nas Figuras 37 a 44 serão apresentadas as imagens obtidas por elétrons retroespalhados
das amostras envelhecidas desde 10 minutos até 360 horas. Percebe-se que as fases
intermetálicas começam a se formar preferencialmente nos contornos ferrita/ferrita ou nas
interfaces ferrita/austenita a partir de 2 horas de envelhecimento (Figura 40), devido à alta
quantidade de defeitos e alta energia livre, além de ser um caminho de alta difusividade. A
partir da amostra de 2 horas de envelhecimento se observa a formação de duas fases
intermetálicas, uma mais clara e outra acinzentada. Essas fases provavelmente correspondem
respectivamente à chi e sigma de acordo com as citações de Dos Santos (2013) colocadas na
revisão da literatura desse trabalho.
A microestrutura de sigma formada é descontínua, com crescimento de sigma ocorre
preferencialmente para ferrita, como foi elucidado na revisão da literatura desse trabalho.
49
Figura 37. Imagem de elétrons retroespalhados, amostra envelhecida por 10 minutos a 700ºC.
Figura 38. Imagem de elétrons retroespalhados, amostra envelhecida por 30 minutos a 700ºC.
50
Figura 39. Imagem de elétrons retroespalhados, amostra envelhecida por 1 hora a 700ºC.
Figura 40. Imagem de elétrons retroespalhados, amostra envelhecida por 2 horas a 700ºC.Fase intermetálica
indicada por seta.
51
Figura 41. Imagem de elétrons retroespalhados, amostra envelhecida por 6 horas a 700ºC. Fases intermetálicas
indicadas por seta.
Figura 42. Imagem de elétrons retroespalhados, amostra envelhecida por 36 horas a 700ºC. Fases intermetálicas
indicadas por seta.
52
Figura 43. Imagem de elétrons retroespalhados, amostra envelhecida por 72 horas a 700ºC. Fases intermetálicas
indicadas por seta.
Figura 44. Imagem de elétrons retroespalhados, amostra envelhecida por 360 horas a 700ºC.
53
4.3 Caracterização Quantitativa da Microestrutura
Nas Figura 45 a 48 estão apresentadas as quantificações das fases intermetálicas, ferrita
e austenita, obtidas por medidas magnéticas (Figura 45) e estereologia quantitativa (Figura 46
e 47) a partir das imagens de elétrons retroespalhadas recém apresentadas. Nesse trabalho,
baseado em resultados de trabalhos anteriores desse grupo de pesquisa (MORAIS, 2013; DOS
SANTOS, 2013; MAGNABOSCO; DOS SANTOS, 2010; MAGNABOSCO; DOS SANTOS,
2011), e conforme as citações feitas na revisão bibliográfica deste trabalho, a fase chi
provavelmente é relacionada à fase clara (apontada com as setas vermelhas nas figuras 41 a 44),
devido ao alto teor de Mo em relação à sigma. A fase cinza (apontada com as setas pretas nas
figuras 41 a 44) provavelmente corresponde à fase sigma. Nessas figuras é possível perceber o
consumo de ferrita, paralelamente ao aumento se sigma indicando que a última se forme
preferencialmente pela primeira. Observa-se ainda o aumento de chi até 6 horas de
envelhecimento, seguido de consumo após esse tempo.
Figura 45. Fração volumétrica de ferrita em função do tempo de envelhecimento a 700ºC
0
10
20
30
40
50
60
0,1 1 10 100 1000
Fra
ção
vo
lum
étri
ca d
e F
erri
ta (
%)
Tempo de Envelhecimento a 700°C (h)
54
Figura 46. Fração volumétrica de sigma em função do tempo de envelhecimento a 700ºC
Figura 47. Fração volumétrica de chi em função do tempo de envelhecimento a 700ºC
0
5
10
15
20
25
30
0,1 1 10 100 1000
Fra
ção
vo
lum
étri
ca d
e si
gm
a (
%)
Tempo de Envelhecimento a 700°C (h)
0
0,2
0,4
0,6
0,8
1
1,2
1,4
0,1 1 10 100 1000
Fra
ção
vo
lum
étri
ca d
e ch
i (%
)
Tempo de envelhecimento a 700°C(h)
55
Figura 48. Fração volumétrica de austenita em função do tempo de envelhecimento a 700ºC.
4.4 Ensaios de DL – EPR
A seguir estão apresentadas as curvas obtidas através de ensaios eletroquímicos
DL-EPR. As curvas típicas para cada tempo de envelhecimento estão representadas nas Figura
49 a 57. A solução usada para os ensaios foi 1M H2SO4 + 0,5M NaCl +
0,01M KSCN a 30ºC. Nota-se que conforme os tempos de envelhecimento aumentam, há uma
tendência de formação de dois picos de densidade de corrente tanto na ativação quanto na
reativação, com exceção da curva de 360 horas.
45
50
55
60
65
70
75
80
0,1 1 10 100 1000
Fra
ção
vo
lum
étri
ca d
e a
ust
enit
a (
%)
Tempo de envelhecimento a 700°C(h)
56
Figura 49. Curva de DL-EPR em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra solubilizada.
Figura 50. Curva de DL-EPR em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra envelhecia a 700ºC
por 10 minutos.
-550
-450
-350
-250
-150
-50
50
150
250
350
1,0E-07 1,0E-06 1,0E-05 1,0E-04 1,0E-03 1,0E-02 1,0E-01
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
-550
-450
-350
-250
-150
-50
50
150
250
350
1,0E-07 1,0E-06 1,0E-05 1,0E-04 1,0E-03 1,0E-02 1,0E-01
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
57
Figura 51. Curva de DL-EPR em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra envelhecia a 700ºC
por 30 minutos.
Figura 52. Curva de DL-EPR em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra envelhecia a 700ºC
por 1 hora.
-550
-450
-350
-250
-150
-50
50
150
250
350
1,0E-09 1,0E-08 1,0E-07 1,0E-06 1,0E-05 1,0E-04 1,0E-03 1,0E-02 1,0E-01 1,0E+00
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
-550
-450
-350
-250
-150
-50
50
150
250
350
1,0E-08 1,0E-07 1,0E-06 1,0E-05 1,0E-04 1,0E-03 1,0E-02 1,0E-01
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
58
Figura 53. Curva de DL-EPR em solução 2M 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra envelhecia a 700ºC
por 2 hora.
Figura 54. Curva de DL-EPR em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra envelhecia a 700ºC
por 6 hora.
-600
-500
-400
-300
-200
-100
0
100
200
300
400
1,0E-08 1,0E-07 1,0E-06 1,0E-05 1,0E-04 1,0E-03 1,0E-02 1,0E-01
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
-550
-450
-350
-250
-150
-50
50
150
250
350
1,0E-07 1,0E-06 1,0E-05 1,0E-04 1,0E-03 1,0E-02 1,0E-01
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
59
Figura 55. Curva de DL-EPR em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra envelhecia a 700ºC
por 36 hora.
Figura 56. Curva de DL-EPR em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra envelhecia a 700ºC
por 72 horas.
-550
-450
-350
-250
-150
-50
50
150
250
350
1,0E-06 1,0E-05 1,0E-04 1,0E-03 1,0E-02 1,0E-01
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
-550
-450
-350
-250
-150
-50
50
150
250
350
1,0E-07 1,0E-06 1,0E-05 1,0E-04 1,0E-03 1,0E-02 1,0E-01 1,0E+00
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
60
Figura 57. Curva de DL-EPR em solução 2M H2SO4 + 0,5M NaCl + 0,01M KSCN amostra envelhecia a 700ºC
por 360 horas.
4.5 Micrografias após DL-EPR
Após os ensaios eletroquímicos foram feitas imagens das superfícies das amostras
envelhecidas por 30 minutos 6, 36 e 360 horas (Figura 58 a 61) usando microscópio eletrônico
de varredura (MEV) para a avaliação das regiões empobrecidas em cromo e molibdênio ao
longo do envelhecimento. Nota-se que ocorre corrosão preferencial nas regiões adjacentes à
formação de fases intermetálicas, particularmente a ferrita.
-550
-450
-350
-250
-150
-50
50
150
250
350
1,0E-06 1,0E-05 1,0E-04 1,0E-03 1,0E-02 1,0E-01 1,0E+00
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
61
Figura 58. Imagem elétrons secundários, amostra envelhecida a 700ºC por 30 minutos após DL-EPR.
Figura 59. Imagem elétrons secundários, amostra envelhecida a 700ºC por 6 horas após DL-EPR.
62
Figura 60. Imagem elétrons secundários, amostra envelhecida a 700ºC por 36 horas após DL-EPR.
Figura 61. Imagem elétrons secundários, amostra envelhecida a 700ºC por 360 horas após DL-EPR
63
Nota-se nas amostras envelhecidas que para a amostra envelhecida por 30 min
(Figura 58) não há ataque intenso da ferrita e da austenita, pois não há a formação de fases
intermetálicas. Já a partir de 6 horas (Figura 59) uma intensa dissolução foi observada na ferrita.
Este comportamento confirma a formação da fase sigma preferencialmente a partir da ferrita,
tornando a última fase mais empobrecida em Cr e Mo e menos resistente a corrosão devido o
empobrecimento nestes elementos.
Análises por EDS foram feitas após o ensaio de DL-EPR para identificação das fases
que foram consumidas durante o ensaio onde se observa que as fases adjacentes à essas regiões
são ricas em cromo e molibdênio.
Figura 62. Região analisada por EDS na amostra envelhecida por 6h a 700°C
64
Tabela 4. Composição química da região analisada na Figura 62
Elemento Cr Ni Mo Si Mn Fe
% Peso 29,20 2,42 16,19 0,86 1,19 50,15
Figura 63. Espectro de EDS da análise realizada na amostra envelhecida por 6h a 700ºC mostrada na Figura 62.
Figura 64. Região analisada por EDS na amostra envelhecida por 6h a 700°C
65
Tabela 5. Composição química da região analisada na Figura 64
Elemento Si Cr Mn Fe Ni Mo
%Peso 0,47 31,02 1,45 55,99 2,65 8,43
Figura 65. Espectro de EDS da análise realizada na amostra envelhecida por 6h a 700ºC mostrada na Figura 64
66
5 DISCUSSÃO DOS RESULTADOS
Nesse tópico será apresentada a discussão dos resultados desse trabalho.
5.1 Análise microestrutural
A partir dos dados das frações das fases é possível se obter o gráfico apresentado na
Figura 66.
Figura 66. Fração volumétrica em função do tempo de envelhecimento a 700ºC.
Na Figura 66 está apresentada a evolução das frações volumétricas de todas as fases
presentes no aço UNS S31803 em função do tempo de envelhecimento a 700ºC. Este gráfico
foi dividido em 3 partes para melhor compreensão.
O primeiro trecho compreende as amostras envelhecidas por até 2 horas. É possível
observar que, não há formação de fases intermetálicas até 1 hora de tratamento (Figura 67 (a)
(b) (c)). Há apenas a presença de austenita e ferrita, conforme apresentado em detalhes na Figura
68, o que sugere que após a solubilização essas fases estavam em equilíbrio metaestável, sendo
assim com o início do envelhecimento há um reequilíbrio entre as fases assim como foi
mencionado por Santos (2013). Após 2 horas de envelhecimento a 700ºC se inicia a precipitação
de fases intermetálicas em quantidades muito pequenas (0,57+0,13) nas interfaces
ferrita/austenita e ferrita/ferrita (Figura 67 (d)). Entretanto, essas fases não são passíveis de
serem identificadas por EDS devido à sua baixa fração em volume.
67
a)
b)
c)
d)
Figura 67. Amostras envelhecidas a 700ºC por, a) 10minutos. b) 30minutos. c) 1hora. d) 2horas.
Figura 68. Frações volumétricas de ferrita e austenita em função do tempo de envelhecimento a 700ºC
68
O segundo trecho da Figura 66 compreende as amostras envelhecidas entre 2 e
36 horas. A partir de 6 horas de envelhecimento já é possível identificar nas microestruturas
indícios de fase sigma (5,08+1,03%), que após nucleação cresce em direção à ferrita, fenômeno
que está evidenciado na Figura 69 (a). Nesse trecho nota-se que houve uma expressiva formação
de fase sigma (para 15,7+0,87%). Paralelamente observa-se que a fração de ferrita decaiu
consideravelmente (de 42,19+4,07% para 10,31+0,46%) enquanto que a fração de austenita
também teve um aumento (de 57,25+4,07% para 73,23+0,91%), o que indica que o principal
mecanismo de formação de sigma se dá por decomposição eutetóide
( + 2), dando origem a sigma e austenita secundária empobrecida em cromo e
molibdênio. No entanto isso não significa que não há precipitação descontínua a partir da ferrita
( +2). De 2 até 6 horas de envelhecimento há formação de sigma (para 5,08+1,03%)
mas não há variações na fração de austenita se considerados os desvios padrão (de 57,25+4,07%
para 57,46+1,40%), isso provavelmente descarta que sigma está sendo formada por
decomposição eutetóide neste trecho, mas sim por precipitação descontínua lamelar a partir da
ferrita similar à apresentada na Figura 69 (b), formando a estrutura conhecida como coral-like,
assim como foi mencionado por Santos (2013). O aumento na fração de austenita obervado
poderia estar relacionado à desestabilização da ferrita, pobre em elementos alfagênicos (Cr e
Mo) para sigma, formando assim austenita secundária que elevaria os teores totais de austenita
nas amostras de acordo com a equação (2). A fase chi por sua vez, se considerar desvios
padrões, não sofreu grandes alterações na fração volumétrica (de 0,57+0,13% para
0,75+0,10%) neste trecho.
69
a)
b)
c)
d)
Figura 69. Amostras envelhecidas a 700ºC por, a) 6 horas. b) 36 horas. c) 72 horas. d) 360 horas.
O terceiro trecho se refere às amostras envelhecidas entre 36 e 360 horas. Nessa parte
há um aumento na fração de sigma (de 15,70+0,87% para 27,04+0,84%) seguido de uma
diminuição de ferrita (de 10,31+0,46% para 6,20+0,41%) e de austenita (de 73,23+0,91% para
66,34+0,88%). Desse modo a formação de sigma não está relacionada apenas ao consumo da
ferrita, mas também ao consumo de austenita. Isso mostra que a formação a partir da ferrita está
sendo substituída pela formação a partir da austenita, provavelmente por causa do
empobrecimento a ferrita em elementos como cromo e molibdênio. Chi começou a ser formada
depois de apenas 2 horas de envelhecimento a 700ºC precedendo a formação de sigma, e até 6
horas houve um aumento em sua fração volumétrica seguido de uma diminuição até 360 horas,
podendo assim ter servido de núcleo heterogêneo para formação de sigma e em seguida foi
consumido, assim como foi sugerido por outros autores (NILSSON, 1992; ESCRIBA et
al.,2009). Embora tenha sido registrado aumento de até 1% em sua fração em volume, observa-
se nas micrografias indicadas na Figura 69 a formação de fase chi inicialmente associada aos
70
contornos ferrita/ferrita e ferrita austenita
(Figura 69 - a). Na amostra envelhecida por 36h a 700°C (Figura 69 - a) observa-se a fase chi
intragranular formada no interior da ferrita, provavelmente devido à saturação dos sítios de
nucleação em etapas anteriores ao envelhecimento. Após esse tempo, há a diminuição na fração
de chi pois provavelmente essa fase se transforma em sigma em longos tempos de
envelhecimento.
5.2 Ensaios DL-EPR
Na Figura estão apresentadas as curvas típicas obtidas por ensaio DL-EPR das amostras
envelhecidas por 700ºC.
a)
b)
c)
d)
Figura 70. Curvas (obtidas por DL-EPR das amostras envelhecidas a 700ºC por: a) Solubilizadas. b) 10 minutos.
c) 30 minutos. d) 1 hora. e) 2 horas. f) 6 horas. g) 36 horas. h) 72 horas. i) 360 horas.
-650
-450
-250
-50
150
350
1,0E-08 1,0E-06 1,0E-04 1,0E-02
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
-650
-450
-250
-50
150
350
1,0E-07 1,0E-05 1,0E-03 1,0E-01
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
-650
-450
-250
-50
150
350
1,0E-08 1,0E-06 1,0E-04 1,0E-02
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
-650
-450
-250
-50
150
350
1,0E-10 1,0E-07 1,0E-04 1,0E-01
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
71
e)
f)
g)
h)
i)
Figura 70. Continuação.
Observando a Figura nota-se que há a formação de dois picos de densidade de corrente
tanto na ativação quanto na reação para as amostras de 2, 6, 36 e 72 horas (Figura (e-h),
enquanto que as amostras solubilizadas, 10 minutos, 30 minutos, 1 hora e 360 horas (Figura (a-
d) e (i)) apresentam apenas um pico de densidade de corrente na ativação e na reativação)).
Para tempos menores (até 1 hora) de envelhecimento o potencial de dissolução da
austenita e da ferrita é coincidente, pois não há precipitação de fases intermetálicas que como
foi mencionado anteriormente. Dessa forma, ambas as fases apresentam comportamento
eletroquímico similar, o que não gera diferenças significativas entre os potenciais de dissolução
-650
-450
-250
-50
150
350
1,0E-06 1,0E-04 1,0E-02
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
-650
-450
-250
-50
150
350
1,0E-07 1,0E-05 1,0E-03 1,0E-01
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
-550
-450
-350
-250
-150
-50
50
150
250
350
1,0E-06 1,0E-04 1,0E-02
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
-650
-450
-250
-50
150
350
1,0E-08 1,0E-06 1,0E-04 1,0E-02
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
-650
-450
-250
-50
150
350
1,0E-07 1,0E-05 1,0E-03 1,0E-01
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
72
de ferrita e austenita resultando numa sobreposição do pico de densidade de corrente da
austenita e da ferrita, sendo assim apenas um pico pode ser observado.
Somente partir de 2 horas de envelhecimento. As fases intermetálicas começam a se
formar, gerando o empobrecimento das regiões adjacentes a sua formação que ficam
empobrecidas em Cr e Mo, diferenciando assim o potencial de dissolução da ferrita e da
austenita, sendo assim possível identificar picos distintos, um para austenita e um para ferrita.
Já para a amostra de 360 horas o comportamento eletroquímico é distinto, já que
novamente um único pico de densidade de corrente é observado. Ao final do tempo de
envelhecimento a fração de ferrita é baixa. Isso faz com que o máximo de densidade de corrente
de dissolução da ferrita tenda a atenuar-se, tornando evidente apenas o máximo da austenita, de
maior potencial.
A partir das curvas de DL-EPR foi possível calcular o grau de sensitização de cada
amostra pela razão ir/ia. A Figura 71 mostra a evolução do GS em função dos tempos de
envelhecimento tanto da ferrita (menor potencial) quando da austenita (maior potencial). Nota-
se nessa figura que até 2 horas de envelhecimento o GS da austenita e da ferrita são iguais, pois
até então não há formação fases intermetálicas e consequentemente os potenciais de dissolução
da ferrita e austenita são coincidentes, já que provavelmente não há a formação de zonas
empobrecidas. A partir de 2 horas com a formação de fases intermetálicas, e consequente
empobrecimento de Cr e Mo, os potenciais de dissolução se diferenciam, e a ferrita se mostra
mais susceptível a corrosão do que a austenita, já que o GS da ferrita a partir de 2 horas é maior
do que da austenita. Isso mostra que como a ferrita é a principal fonte de elementos formadores
de fases intermetálicas, o GS é maior em relação à austenita. Entretanto o chamado “healing
effect” não foi observado no envelhecimento a 700°C pois provavelmente a temperatura de
envelhecimento não seja suficiente para promover a redistribuição de Cr e Mo para regiões
empobrecidas, o que provocaria diminuição do GS em tempos elevados de envelhecimento.
Para a amostra envelhecida por 360 horas, apenas um pico foi observado, provavelmente
associado à austenita já que neste tempo de envelhecimento a fração de ferrita é bastante
reduzida, levando a uma atenuação no pico da ferrita.
73
Figura 71. Evolução do grau de sensitização em função do tempo de envelhecimento a 700ºC.
Nota-se que para ambas as fases o grau de sensitização aumenta à medida que os picos
de ativação e reativação se aproximam, como ilustrado na Figura 72.
a)
b)
Figura 72. Curvas DL-EPR amostras envelhecidas a) 10 minutos; b) 360 horas com respectivos GS, a)
0,00306+0,00271; b) 1,06667+0,05774.
Comportamento interessante se refere ao GS maior do que a unidade. Isso significa que
em alguns casos o pico de corrente de reativação ultrapassa o pico da ativação, assim como
mostra a Figura 73. Isso indica que a sensitização nessas amostras é muito intensa, devido à
formação de regiões empobrecidas pela formação de fases intermetálicas.
0,00
0,50
1,00
1,50
2,00
2,50
0,1 1 10 100 1000
Gra
u d
e S
ensi
tiza
ção
(G
S)
Tempo (horas)
Austenita Ferrita
-650
-450
-250
-50
150
350
1,0E-07 1,0E-05 1,0E-03 1,0E-01
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
-650
-450
-250
-50
150
350
1,0E-06 1,0E-04 1,0E-02 1,0E+00
E (
mV
,EC
S)
i (A/cm²)
74
Figura 73. Curva DL-EPR amostra envelhecida a 700ºC por 360 horas, destacando a região dos picos de densidade
de corrente.
75
6 CONCLUSÕES
1. O comportamento eletroquímico do aço UNS S31803 possui forte influência da
microestrutura.
2. A formação de sigma se dá preferencialmente nas interfaces ferrita/ferrita e
ferrita/austenita, com crescimento em direção a ferrita.
3. O grau de sensitização aumenta com o aumento na fração de fases intermetálicas e não
foi observada recuperação da resistência à corrosão em tempos elevados de
envelhecimento pela redistribuição de Cr e Mo para essas regiões.
4. Em tempos de envelhecimento de até 1 h a 700°C o comportamento eletroquímico das
fases ferrita e austenita é similar, já que não há formação significativa de fases
intermetálicas. A partir desse tempo o grau de sensitização da ferrita é maior em relação
à austenita provavelmente devido ao maior empobrecimento em Cr e Mo dessa fase em
virtude da formação de fases intermetálicas.
5. Para o aço em estudo as curvas DL-EPR podem apresentar dois picos de densidade de
corrente na ativação e na reativação, devido à dissolução das fases. Sendo o pico de
menor potencial associado a ferrita e o pico de maior potencial associado à austenita.
76
REFERÊNCIAS
ARIKAN, M. E. Determination of Susceptibility to Intergranular Corrosion of UNS 31803
Type Duplex Stainless Steel by Electrochemical Reactivation Method: A Comparative Study.
2012. International Journal of Corrosion v.2012.
ASM Handbook: Alloy Phase Diagrams. ASM International ,USA, vol. 3, 1992.
COLLI, M.N. ; SANTOS, D.C ; MORAIS, L.C. Estudo da influência da temperatura na
corrosão seletiva do aço UNS S31803 em solução 1M HCl. In: Congresso Anual da ABM – 68.
Belo Horizonte, 2013: ABM, Anais em mídia eletrônica.
ESCRIBA, D.M. et al. Chi-phase precipitation in a dúplex stainless steel. Materials
Characterization, n.60, p.1214-1219, 2009.
GIRALDO, C.A.S. Resistência a corrosão intergranular do aço inoxidável ferrítico UNS
S43000: avaliação por método de reativação eletroquímica, efeito de tratamento
isotérmico e mecanismo de sensitização. 2006. Tese. (Doutorado em Engenharia) - Escola
Politécnica de São Paulo, Universidade de São Paulo, São Paulo.
HALL, E. O. ALGIE, S. H. The sigma phase. Metallurgical Reviews, v. 11, 1966.
HONG, J. et al. Evaluation of aged duplex stainless steel UNS S32750 susceptibility to
intergranular corrosion by optimized double loop electrochemical potentiokinetic reactivation
method. 2013. Corrosion Science, v.68, p. 249-255, 2013.
KARLSSON, L.; RIGDAL, S.; LAKE, F. Effects of intermetallic phases in duplex
stainless steel weldments. Duplex America 2000 Conference on Duplex Stainless Steel,
2000.
LOPEZ et al. Application of double loop electrochemical potentiodynamic reactivation test to
austenitic and duplex stainless steels. Materials Science and Engineering A229 (1997) 123-
128.
77
MAGNABOSCO, R. Estudo do comportamento eletroquímico do aço AISI M2 em NaOH
utilizando técnicas de polarização potenciodinâmica e potenciostática. 1996. Tese.
(Mestrado em Engenharia) – Escola Politécnica de São Paulo, Universidade de São Paulo,
São Paulo.
MAGNABOSCO, R. Influência da microestrutura no comportamento eletroquímico do
aço inoxidável UNS S31803 (SAF 2205). 2001. Tese. (Doutorado em Engenharia) - Escola
Politécnica de São Paulo, Universidade de São Paulo, São Paulo.
MAGNABOSCO, R. Kinetics of Sigma Phase Formation in a Dúplex Stainless Steel.
Materials Research, v.12, n.3, 2009.
MAJIDI, A. P.; STREICHER, M. A. The douple loop reactivation method for detecting
sensitization in AISI 304 stainless steels. Corrosion. v. 40, n. 11, p.584 – 593, 1984.
MORAIS, L.C. Estudo exploratório do grau de sensitização do aço UNS S311803
envelhecido a 800°C por ensaios de reativação potenciodinâmica de duplo loop (DL –
EPR). 2012. (Iniciação Científica). Centro Universitário da FEI, São Bernardo do Campo.
NILSSON, J.O. Super Duplex Stainless Steel. Materials Science and Technology, v.8, p. 685-
700. ago. 1992.
PADILHA, A.F; PLAUT, R.L; RIOS, P.R. Stainless Steels Heat Treatment In: TOTTEN,
G.E. Steel Heat Treatment Metallurgy and Technologies. Boca Raton: CRC Press, 2007.
ROMANA, R Cinética de formação de fase sigma entre 700°c e 900°c no aço inoxidável
superdúplex UNS S32750 (SAF 2507), 2009 Dissertação de Mestrado. . Centro Universitário
da FEI, São Bernardo do Campo.
SANTOS, D.C.; MAGNABOSCO, R. Estudo da corrosão seletiva em aço UNS S31803 (SAF
2205) em solução 1M HCl. In: Seminário Brasileiro do aço inoxidável – IX., São Paulo, 2008,
São Paulo.
SANTOS, D.C.; MAGNABOSCO, R. Formação de fases intermetálicas em
envelhecimentos rápidos entre 850 e 950º em aço inoxidável superdúplex. In: Congresso
Anual da ABM – 66., São Paulo, 2011, São Paulo: ABM, Anais em mídia eletrônica.
78
SANTOS, D.C.; MAGNABOSCO, R. Influência da formação de sigma no potencial de pite
do aço inoxidável duplex UNS S31803 em solução 0,6M NaCl envelhecido a 850 e 900ºC . In: Congresso Anual da ABM – Internacional, 65., Rio de Janeiro, 2010, São Paulo: ABM,
Anais em mídia eletrônica.
SANTOS, D.C.; MAGNABOSCO, R. Utilização de microscopia eletrônica de varredura na
análise quantitativa de fases do aço inoxidável dúplex UNS S31803 envelhecido a 850ºC.
In: Congresso Anual da ABM – 66., São Paulo, 2011, São Paulo: ABM, Anais em mídia
eletrônica.
SEDRIKS, A. J. Corrosion of Stainless Steels. 2 ed., Wiley, 2006.
SOLOMON, H.D.; DEVINE, T.M.Jr. Duplex Stainless Steel: A tale of two phases. In:
DUPLEX STAINLESS STEELS, 1982, Ohio, Conference Proceedings. ASM Metals Park. p.
693-756.
WOLYNEC, STEPHAN – Técnicas eletroquímicas em corrosão – Editora da Universidade de
São Paulo. 1ª ed, 2003.