Influência da fração volumétrica de ferrita nas propriedades mecânicas e de resistência a corrosão por pite do aço UNS S31803 (SAF 2205)

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Influência da fração volumétrica de

ferrita nas propriedades mecânicas e

de resistência a corrosão por pite do

aço UNS S31803 (SAF 2205)

Relatório de andamento

19 de setembro de 2005

Bolsista:

Talita Filier Fontes

e-mail: (talitafilier@terra.com.br)

Orientador: Prof. Dr. Rodrigo Magnabosco

Departamento de Engenharia Mecânica - FEI

e-mail: rodrmagn@fei.edu.br

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RESUMO

Este projeto tem como objetivo estudar a influência da fração volumétrica de ferrita nas propriedades mecânicas e na resistência à corrosão por pite do aço dúplex UNS S31803 (SAF 2205) solubilizado entre 1060 ºC e 1200 ºC. Para isso, o material em estudo, recebido na condição solubilizada a 1060ºC por 1 hora, foi solubilizado por duas horas em temperaturas de 1100ºC, 1150ºC, 1200ºC e resfriado em água, obtendo-se assim diferentes frações volumétricas de ferrita em sua estrutura. Ensaios de tração e metalográficos foram realizados para avaliar as propriedades mecânicas e para a revelação de sua microestrutura. A fração volumétrica de ferrita foi determinada através do ferritoscópio e também por estereologia quantitativa utilizando um microscópio LEICA DMLM. As próximas etapas compreendem: i) avaliar tamanho de grão de ferrita e austenita das diferentes condições de solubilização; ii) análises dos ensaios de tração, possibilitando a determinação de H, n, σf e p; iii) ensaios de polarização cíclica

em solução 0,6 M (3,5%) NaCl, verificando se as diferentes microestruturas afetam o comportamento à corrosão por pite; iv) complementações de revisão bibliográfica sobre corrosão por pite do aço em estudo; v) análise e discussão dos resultados; vi) elaboração do relatório final.

Palavras chave: 1. aço inoxidável dúplex; 2. corrosão por pite; 3. propriedades mecânicas; 4. fração volumétrica de ferrita; 5. aço SAF 2205;

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O presente trabalho estuda a influência de diferentes frações volumétricas de ferrita nas propriedades mecânicas e na resistência à corrosão por pite do aço inoxidável dúplex UNS S31803 (SAF 2205), solubilizado entre 1060 e 1200 ºC.

II. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

II.1. Introdução às propriedades mecânicas dos materiais metálicos

As propriedades mecânicas descrevem o comportamento dos materiais submetidos a um carregamento mecânico, e como conseqüência desse carregamento, os materiais podem apresentar deformações reversíveis e irreversíveis. Rigidez, resistência, ductilidade, resiliência e tenacidade são as propriedades mecânicas que posteriormente serão definidas neste trabalho.

II.2. Ensaio de tração

O ensaio de tração é amplamente usado para fornecer as informações básicas sobre o comportamento mecânico dos materiais. Nesse ensaio a amostra é submetida a uma força uniaxial de tração que aumenta continuamente o comprimento da amostra até sua fratura[1].

O resultado de um ensaio de tração é registrado em um registrador gráfico (ou por um computador) na forma de carga ou força em função do alongamento (curva tensão vs deformação). A carga e o alongamento são normalizados de acordo com os respectivos parâmetros de tensão de engenharia e deformação de engenharia[2].

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A tensão de engenharia S é definida pela relação apresentada na equação (1):

0

A F S = (1)

onde F é a força necessária para provocar uma mudança de forma (por exemplo, um incremento de comprimento ∆L) e A0 é a área original da seção transversal à aplicação

da força .

Já a deformação (e) é definida como o deslocamento provocado pela aplicação da força por unidade de comprimento de material solicitado, como mostra a equação (2).

0

L L e= ∆ (2)

Tensão e deformação como descritas nas equações (1) e (2) são chamadas de tensão e deformação de engenharia, uma vez que para o seu cálculo convenciona-se o uso da área da seção transversal à direção de solicitação (A0) e de um comprimento

inicial de referência (Lo).

II.4. Tensão e deformação verdadeiras

Como visto anteriormente a tensão e a deformação de engenharia não consideram que o comprimento inicial de referência pode variar ao longo do tempo, numa seqüência de solicitações. Portanto, para corrigir o erro advindo das convenções adotadas, são utilizadas as definições de tensão e deformação verdadeiras, indicadas nas equações (3) e (4), onde Ai e Li representam, respectivamente a área e o

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i A = σ (3) = 0 ln L

ε

(4)

Se não ocorrer alteração no volume durante a deformação, pode-se reescrever as equações (2) e (4) em função da área da seção transversal à aplicação da força,

1 0 ₋ = A A e (5) = A A₀ ln

ε

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Supondo agora que além da premissa de volume constante, respeite-se o fenômeno de deformação uniforme (ou seja, todo material sujeito à força F de tração alonga-se do mesmo modo em todo o seu comprimento), é possível deduzir as equações 7 e 8 que relacionam as tensões e deformações de engenharia e verdadeiras:

) 1 .( +

=S e

σ (7) ε =ln(e+1) (8) II.5. Características da curva tensão - deformação

A curva tensão-deformação obtida no ensaio de tração (cuja principal norma para execução em materiais metálicos é a ASTM E 8M-04) pode ser dividida em três regiões onde eventos distintos de deformação ocorrem. Indicadas na Figura 1 são elas:

• Região de deformação elástica, ou seja, a aplicação de uma solicitação mecânica gera deformação que deixa de existir quando a solicitação é retirada, retornando o material às suas dimensões originais. Nos materiais metálicos, a variação de tensão em função da deformação correspondente é linear.

• Região de deformação plástica uniforme, onde o material sofre mudança permanente de forma devido à solicitação imposta. Contudo, a deformação se dá igualmente em qualquer região do material (num ensaio de tração, o

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uniformemente em toda a extensão do corpo-de-prova).

• Região de deformação plástica não-uniforme, resultante da concentração da deformação plástica numa única região do corpo-de-prova. O alongamento do material aqui ocorre devido à deformação localizada.

Figura 1. Curva tensão-deformação típica de material metálico, destacando-se

asregiões de deformação elástica(1),plástica uniforme(2) e plástica não-uniforme(3).

Observando a Figura 2, pode-se definir o módulo de elasticidade (E), os conceitos de limite de resistência (SLR) e de limite de fratura ou ruptura(Sf) .

O módulo de elasticidade (E) ou também conhecido como o módulo de Young, é a inclinação do trecho linear elástico. Sendo o trecho elástico praticamente linear em toda sua extensão, pode-se afirmar que a deformação elástica é dada pela equação (9):

e E

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pode suportar sem que ocorra a fratura, no entanto, o material sofrerá uma fratura se essa tensão for aplicada e mantida [1,2]. Como mostra a Figura 2, a tensão chega a um ponto máximo e depois decresce até a ocorrência da fratura[3]. Pode-se dizer então que o limite de resistência é o marco do início da região de deformação plástica não-uniforme (o material está iniciando seu processo de fratura, a estricção está se formando neste momento) .

O limite de ruptura ou fratura indica a tensão de engenharia na qual a fratura do material ocorre.

Figura 2. Curva tensão-deformação típica de material metálico, mostrando a definição

de módulo de elasticidade(E), do limite de resistência(SLR) e do limite de ruptura ou de fratura(Sf).

Na Figura 3, ampliação do trecho inicial das figuras 1 e 2, define-se o limite de proporcionalidade (Sp) como o valor de tensão onde a relação entre tensão e

deformação no trecho elástico deixa de ser linear, não obedecendo mais a equação (9). De fato, existe um trecho de deformação elástica não-linear, e o término da região de deformação elástica se dá no limite de elasticidade (Sel), também definido na Figura 3.

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pequena deformação plástica (usualmente, 0,002 ou 0,2%).

Figura 3.Ampliação do trecho inicial da curva tensão-deformação das figuras 1 e 2 ,

agora com a definição do limite de escoamento(SLE), do limite de proporcionalidade(Sp) e do limite de elasticidade(Sel). II.6. Definição das propriedade mecânicas

Rigidez é uma resistência do material à deformação elástica e está associada ao módulo de elasticidade (E) que foi definido no item anterior. Quanto maior for esse módulo mais rígido será o material ou menor será a deformação elástica que resultará da aplicação de uma dada tensão[3] conforme visto na equação (9).

Devido aos elevados valores de E encontrados na maioria dos materiais metálicos, as deformações elásticas são pequenas e, deste modo, os valores numéricos de tensão de engenharia e verdadeira na região de deformação elástica são praticamente idênticos.

Outra propriedade mecânica a ser definida é a resistência, que é a capacidade de um material metálico resistir à uma deformação plástica, e pode ser medida através

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Quanto mais resistente o material for, maior será o valor do limite de escoamento e de resistência por ele apresentado.

Resiliência é a capacidade de um material absorver energia por unidade de volume quando deformado elasticamente e ter essa energia recuperada com o descarregamento.Esta propriedade é normalmente medida pelo módulo de resiliência, o qual representa a energia de deformação por unidade de volume requerida para tracionar o material desde uma carga nula até a sua tensão limite de escoamento[3]. A resiliência pode ser calculada como a área da Figura 1 indicada por (1). Assumindo que o trecho de deformação elástica não-linear é desprezível, pode-se calcular a resiliência através da equação 10: E S u LE R . 2 2 = (10)

Ductilidade é a capacidade de um material sofrer deformação plástica.[1]_{e pode}

ser determinada através do cálculo do alongamento total ( ATL0), da redução de área

(ambos expressos em porcentagens) e também pela deformação real na fratura ε_f , como mostram as equações 11 a 13:

100 . 100 . 0 0 0 L L L e AL _f f T − = = (11)

Sabendo que há a ocorrência da formação do pescoço (deformação plástica não uniforme), é comum a utilização das equações (12) e (13) para o cálculo da ductilidade.

100 . 0 0 − = A A A RA f ₍₁₂₎ − = RA f 100 100 ln ε (13)

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Tenacidade de um material é a sua capacidade de absorver energia por unidade de volume até sua fratura e pode ser considerada como sendo a área total abaixo da curva tensão-deformação, porém esta definição é apenas uma aproximação, pois as curvas não representam o comportamento real no trecho plástico, uma vez que as curvas são baseadas nas áreas originais do corpo-de-prova [3]. Portanto, utilizando a relação de Ramberg-Osgood, a qual considera separadamente as deformações plásticas e elásticas, que são depois então somadas para se obter a deformação real total, pode-se ter o comportamento real do material, como descreve a equação (14):

n p e H E 1 + = + =

ε

σ

ε

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onde

ε

é a deformação real total imposta, εe e εp são respectivamente as parcelas

elástica e plástica da deformação real total, σ é a tensão normal real aplicada, E é o módulo de elasticidade ou de Young, H é o coeficiente de resistência e n é o expoente de encruamento do material.

Para a determinação da tensão real de fratura em corpos cilíndricos, utiliza-se a equação 15. + + = R D D R A F mín mín f f f 4 1 ln . 4 1

σ

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onde σf é a tensão verdadeira de fratura, obtida em corpos-de-prova cilíndricos

de materiais dúcteis através da correção de Bridgman, onde R é o raio de curvatura da estricção e Dmín é o menor diâmetro da seção transversal da estricção formada.

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Também se pode obter o valor corrigido da tensão verdadeira pela correção de Bridgman, como mostra a equação 16:

σ

~B = B~ (16)

σ~ é a tensão verdadeira e B é fator de correção que pode ser calculado pela

equação 17: ε log . 186 , 0 83 , 0 − = B (0,15≤ε ≤3) (17)

sendo que a correção para ε <0,15 não é necessária. Esta equação representa aproximadamente a curva de Bridgman, correspondente à linha cheia na Figura 4.

A partir da curva, nota-se que uma correção de 10% (B=0,9) por exemplo, corresponde à deformação verdadeira em torno ε =0,4[1] _{.Trabalhando na equação (6)}

considerando que o corpo-de-prova tenha seção transversal circular, de diâmetro inicial di e diâmetro final d, a nova equação será:

= ⋅ ⋅ ⋅ = d d d d i i . ln . 2 4 4 ln ₂ 2 π π ε (18)

Utilizando a equação (18) e substituindo a deformação verdadeira pelo valor de 0,4 como exemplo anteriormente citado, é obtida uma relação entre o diâmetro inicial e o diâmetro de estricção, que vale 1,22 neste caso. Esta curva serve apenas para aços e não deve ser aplicada para outros metais, a menos para que seja obtida uma aproximação.

A correção de Bridgman é utilizada pois, quando se observa a curva tensão -deformação, próxima ao seu final, há uma grande quantidade de formação de pescoço

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(estricção); logo, não é mais válida a tensão uniaxial como fora assumida. Assim sendo, o comportamento do material é afetado e a correção se faz necessária.

Figura 4. A figura 4 mostra os fatores de correção vs deformação verdadeira, onde a

curva de Bridgman é mostrada em comparação com a curva obtida da equação (19) [1]_.

II.7. Corrosão

O mecanismo de corrosão pode ser químico ou eletroquímico, sendo este último o mais freqüente. Esse mecanismo se caracteriza pelo aparecimento de uma pilha de corrosão, uma “célula eletroquímica” espontânea que deve apresentar os seguintes requisitos:

• Processo anódico: oxidação do metal nos locais da superfície que apresentam potencial mais ativo (menos nobre).

• Processo catódico: redução das espécies oxidantes presentes no meio, nos locais da superfície do metal que apresentam potencial menos ativo (mais nobre).

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• Deslocamento de elétrons e íons: deslocamento de elétrons da região anódica para a região catódica pelo circuito metálico (próprio metal) e condução de cátions na solução em sentido oposto[4,5]_.

Os aços inoxidáveis dúplex substituíram os aços inoxidáveis austeníticos não só por apresentarem superior resistência mecânica, como também pela grande resistência à corrosão e a propriedade de resistência à corrosão sob tensão, sendo que este comportamento superior se deve a sua microestrutura constituída de α+γ[6,7]_{. A} precipitação de fases ricas em cromo pode alterar a resistência à corrosão destes aços devido ao fenômeno da sensitização, havendo, pois, regiões no metal empobrecidas em cromo e conseqüentemente prejudicando a formação da camada passiva nestas regiões, acontecendo então o fenômeno da corrosão localizada.

A formação da camada passiva (fenômeno de passivação) cria uma barreira física que impede o contato do metal com o meio agressivo. Há várias teorias sobre a formação do filme passivo sobre o metal, porém as duas apresentadas neste trabalho são: a teoria da formação de um filme e teoria da adsorção.

De acordo com a teoria da formação do filme, este apresenta uma espessura considerável envolvendo uma fase constituída por óxidos ou outro produto de corrosão, formando uma rede cristalina tridimensional. Quanto mais perfeita a estrutura do óxido e menor o número de trincas e defeitos dessa camada, melhores as qualidades do filme com relação à proteção oferecida. Já a teoria da adsorção trata o filme passivo como uma película extremamente fina, podendo ser monomolecular, quimicamente adsorvida de oxigênio ou qualquer outra espécie passivante, como alguns inibidores, que tem o papel de desalojarem

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moléculas de água ou íons hidroxila necessários para a dissolução anódica (solvatação), retardando o processo corrosivo [4,5].

A passivação é a modificação do comportamento eletroquímico de um metal ativo no sentido de menor atividade (mais nobre), devido à formação da película de produto de corrosão chamada película passiva, e pode ocorrer por reação espontânea (passivação química natural) ou por imposição de potenciais mais nobres ao metal, fazendo-o funcionar como ânodo (passivação por polarização anódica).

Nos aços inoxidáveis é o cromo que ao se oxidar forma a película passiva na superfície do metal, esta película é auto-regenerativa e protege o metal do meio corrosivo, sendo que esta resistência à corrosão pode ser melhorada com adição de níquel, molibdênio e nitrogênio.

As reações eletroquímicas que podem ocorrer na interface de um corpo-de-prova dependem do potencial de eletrodo a que a superfície está submetida, e o estudo destas reações pode ser feito através da relação entre o potencial aplicado e a corrente gerada nas reações eletroquímicas (anódicas e catódicas) que se desenvolvem. Assim a varredura contínua de potencial e o correspondente registro da corrente gerada permitem o estudo do comportamento eletroquímico de um material, gerando a curva de polarização deste material[4,8].

A polarização potenciodinâmica é a técnica para a obtenção de curvas de polarização e prevê a varredura contínua do potencial, iniciando-se ou no potencial de corrosão (aquele que se estabelece quando da imersão do material na solução, também chamado de potencial de circuito aberto) ou em potenciais onde predominam reações catódicas (aqueles menores que o potencial de corrosão), elevando-se o potencial à taxa de varredura constante. A velocidade de varredura, a composição da solução, o tempo

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de imersão anterior a varredura de potencial e a temperatura de ensaio podem influenciar a forma das curvas de polarização[6,8]. A corrente, nas curvas de

polarização, é mostrada em valores absolutos, e é dividida pela área de material exposta às reações, criando o conceito de densidade de corrente.

Na Figura 5 tem-se um esquema típico de uma curva de polarização de aço inoxidável em meio ácido, onde podem ser observadas regiões denominada catódica e anódica, esta última subdividida em regiões ativa, passiva e transpassiva.

Na porção catódica, ou nos potenciais abaixo do potencial de corrosão (E*), a taxa de dissolução de metal é baixa, devido a predominância de reações catódicas, como a de evolução de hidrogênio (2 H+ + 2 e H2). Com o aumento do potencial

há reversão de corrente no potencial de corrosão, e a partir daí tem início o trecho anódico da curva de polarização[6].

Figura 5. Esquema de curva de polarização típica de aços inoxidáveis em meio

ácido.E*: potencial de corrosão.Epp: potencial de início de passivação. Etrans: potencial de início da região anódica transpassiva[6].

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A região ativa é o trecho onde o metal corrói, agindo como ânodo solúvel. Na região anódica ativa a densidade de corrente cresce com o aumento de potencial, caracterizando a dissolução anódica (corrosão) do metal. Em alguns materiais, como os aços inoxidáveis, atingindo-se um valor máximo de corrente há, devido à formação de películas aderentes ou a estabilização de um determinado equilíbrio (metal/íon, metal/óxido ou metal/hidróxido) redução da densidade de corrente: tem início então a região anódica passiva, caracterizada nos aços inoxidáveis por baixa densidade de corrente e, portanto, baixa ou praticamente nenhuma taxa de corrosão. O potencial de passivação (Epp) indica o início da passivação, e neste potencial o metal passa do estado

ativo para o estado passivo.

Para potenciais mais positivos que o potencial de passivação, verifica-se que a corrente passiva se mantém praticamente constante e essa região de potenciais é denominada região passiva. Nessa região a corrente se mantém praticamente constante a custa de um crescimento constante da película passiva, caracterizada por excelente aderência à superfície, ausência de condutividade elétrica, pequena espessura e alta capacidade de auto-regeneração. Um modelo de película passiva é o apresentado na Figura 6: há a formação de um filme de óxidos hidratados, de estrutura próxima a de um gel, protegendo o metal do contato com a solução corrosiva. Na eventualidade de quebra desta película, expondo o metal base à solução, haverá a formação de íons metálicos, principalmente de cromo, que tendem a formar compostos intermediários do tipo MOH+_{; este tipo de composto é “capturado” por moléculas de água e se liga ao}

filme em forma de gel, havendo liberação de íons H+, e isto marca a regeneração da película passiva[6].

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Figura 6. Modelo de película passiva e repassivação[8]_.

Para um contínuo aumento de potencial, se a película é boa condutora eletrônica, o metal se comportará como eletrodo inerte, havendo o desprendimento de oxigênio, caracterizando a região transpassiva, com aumento da densidade de corrente e sem a corrosão do metal. Se a película não é tão boa condutora eletrônica, ou não é termodinamicamente estável em potenciais tão positivos, pode haver aumento da densidade de corrente devido à destruição da película, até mesmo antes do desprendimento de oxigênio, dado por:

4 OH- O2 + 2 H2O + 4 e (para meios básicos) (19)

2 H2O O2 + 4 H+ + 4 e ( em meios ácidos ou neutros) (20)

O potencial em que há a transição passivo-ativo é chamado potencial de transpassivação (Etrans), e a região de potenciais acima desse é chamada de região

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II.7.1. Técnicas eletroquímicas para estudo da corrosão por pite e relação com microestrutura.

Apesar das excelentes propriedades protetivas das películas passivas dos aços inoxidáveis, pode ocorrer localmente a quebra da passividade, levando a fenômenos de corrosão localizada como a corrosão por pite. Uma das causas de quebra da película passiva é a presença de íons cloreto e brometo, os quais podem substituir as moléculas de água nas regiões não recobertas pela película (as pontes H2O-M-OH2 mostradas na

Figura 6), criando complexos cloreto/metal como os mostrados na Figura 7. Estes complexos são solúveis, e são facilmente removidos da película, expondo mais uma vez o metal base ao meio corrosivo, liberando os íons cloreto: tem início um processo autocatalítico e localizado de corrosão que origina, por exemplo, os pites[6]_.

Figura 7. Quebra da película passiva pela ação de íons cloreto[8}.

No entanto, não só a presença de íons cloreto pode levar a quebra prematura e localizada da película passiva, gerando corrosão localizada: o metal mostrado nos esquemas das Figuras 6 e 7 é, na verdade, uma entidade complexa, como mostra a Figura 8. A quebra da película passiva, deste modo, pode ocorrer em fases precipitadas e nas suas interfaces, zonas empobrecidas em cromo, inclusões não metálicas como as

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planos de escorregamento ativos que geram defeitos superficiais .

Figura 8. Diagrama esquemático das variáveis metalúrgicas que podem afetar a

passividade de aços inoxidáveis[6].

Assim sendo, a região anódica passiva pode ser prematuramente danificada, levando à ocorrência de corrosão por pite. Numa curva de polarização, a ocorrência de pite gera um grande aumento de densidade de corrente mesmo em potencial abaixo de Etrans, e o potencial eletroquímico onde este ocorre é chamado potencial de pite (Epite).

Quanto mais elevado for este potencial, maior a resistência do material à formação de pites de corrosão[8].

O teste eletroquímico mais comum para avaliar a suscetibilidade de corrosão localizada, e particularmente da corrosão por pite, é a polarização potenciodinâmica cíclica[9], onde utilizam-se as curvas de polarização cíclica em soluções contendo íons cloreto e/ou brometo, e a varredura de potencial inicia-se via de regra no potencial de corrosão, elevando-se o potencial até que uma dada densidade de corrente é atingida; a partir deste ponto a varredura de potencial é realizada no sentido inverso, na mesma

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representada na Figura 9 .

Figura 9. Esquema de curva de polarização cíclica de um aço inoxidável em

solução contendo íons cloreto.E*: potencial de corrosão.Eprot1 e 2 : potencial de proteção.Epite: potencial de pite. ∆irev: densidade de corrente de reversão[6].

O potencial de pite, indicado na Figura 9 por Epite, representa a resistência do

material ao início da formação de pites; quando estes se iniciam e começam a crescer, a densidade de corrente aumenta rapidamente. Atingida a densidade de corrente de reversão ∆irev (que, quanto maior, indica a maior penetração ou alargamento do pite, ou

ainda um maior número de pites formados) a varredura de potencial é revertida, caminhando para potenciais catódicos. No momento em que a curva descendente cruza a curva original tem-se o chamado potencial de proteção (Eprot1), que recebe este nome

pois, abaixo de Eprot1 não existe possibilidade de quebra da película passiva ou de sua

não regeneração, sendo o material imune a ocorrência de pites. Alguns autores descrevem ainda como potencial de proteção o potencial abaixo de Eprot1 onde ocorre a

reversão de corrente para valores catódicos, chamado de Eprot2, onde por também não

existir possibilidade de quebra da película passiva ou de sua não regeneração, o material é imune a ocorrência de pites.

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Entre a reversão de varredura de potencial e Eprot1 ocorre a repassivação dos

pites formados: assim, a área destacada na Figura 9 corresponde ao trabalho elétrico (U) necessário para a repassivação do pite formado e, portanto para o impedimento de seu crescimento. Pode-se concluir, portanto que quanto maior o trabalho elétrico, menor a resistência do material à propagação dos pites formados[6].

II.7.2. Corrosão por pite

Este tipo de corrosão é caracterizado por ataque localizado, profundo e de pequeno diâmetro, que se inicia pela quebra da película passiva em regiões onde esta apresenta defeitos como contornos de grão, inclusões, discordâncias ou interfaces[8].

É um processo corrosivo onde há uma acelerada perda de material em pontos discretos sobre a superfície do metal e que é muito difícil de ser detectada visualmente [7]_.

A iniciação de pites exige a presença de ânions agressivos no meio, como cloreto, hipoclorito, brometo e tiossulfato, que por diferentes mecanismos conseguem quebrar a película passiva de forma localizada. Existem três teorias, as quais serão explicadas a seguir:

• Ocorre adsorção competitiva entre ânion agressivo e a espécie responsável pela passivação.

• Aumento da condutividade iônica da película passiva, em função do ânion agressivo adsorvido penetrar na camada, difundindo através dos defeitos da sua rede cristalina, aumentando o campo elétrico para a saída de cátions do metal, o que caracteriza ataque local e início de pites.

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• Diminuição da força de coesão da película pela adsorção do ânion agressivo, assim sendo ocorre a diminuição da tensão superficial em decorrência da adsorção, enfraquecendo a película localmente e o pite tem seu início.

Os pites, uma vez iniciados, propagam-se de acordo com um mecanismo que é autocatalítico como mostra a Figura 10, onde o metal está sendo corroído numa solução aerada de NaCl. Dentro do pite (ânodo) há uma rápida dissolução do metal, enquanto a redução do oxigênio ocorre nas superfícies adjacentes (óxido protetor) que funcionam como cátodo. Esse processo é autoestimulado, pois a dissolução rápida do metal dentro do pite produz um excesso de cargas positivas nessa área, resultando na migração dos íons cloreto para lá, a fim de manter a neutralidade de cargas. Assim, dentro do pite, passa a existir uma elevada concentração de cloreto do metal, o que ocasiona à hidrólise da água:

MCl + H2O MOH + H+ + Cl- (21)

Tem-se então elevada concentração localizada de íons H+ (pH baixo) e de cloretos , o que torna o mecanismo autocatalítico, pois ocorre ataque mais intenso ao metal sob maior acidez dentro do pite, pela reação:

M + H+_M+_{+ H}

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Figura 10. Ilustração esquemática do mecanismo do desenvolvimento de pite[8]_.

II.7.2.1. Corrosão por pite em aços dúplex

A resistência à corrosão por pite nos aços dúplex solubilizados é, sem dúvida, função da composição química; de fato, a resistência à corrosão por pite (ou a modificação do potencial de início destes para valores mais nobres) cresce com o aumento do “índice de pite”, dado normalmente por IP = (%Cr + 3,3.%Mo + 16.%N). Quando da precipitação de fases ricas em cromo (como fase sigma), a presença de regiões pobres neste elemento é fator preponderante na perda de resistência à formação de pites[6]_.

Em aços dúplex solubilizados pode ocorrer pite tanto na austenita como na ferrita: se o aço contém nitrogênio, que se apresenta na austenita, a resistência à formação por pite será maior nesta fase; em aços sem nitrogênio, a ferrita tem maior resistência à formação de pites por apresentar teores mais altos de cromo e molibdênio[6]_.

Trabalho com aço Zeron 100 (25 %Cr – 6,5 %Ni – 3,7 %Mo – 0,25 %N – 0,7 %Cu – 0,7 % W) solubilizado, em soluções de cloreto de sódio, mostram a ocorrência

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de ataque preferencial da ferrita, mostrando maior estabilidade da austenita, seguido de ataque a contornos de grão nas duas fases e contornos de interfase, para então se iniciar a formação de pites na ferrita[6].Tais resultados são reforçados pelo trabalho com aço

26%Cr – 5,9 %Ni – 3,2 %Mo – 0,2 %N solubilizado entre 1020ºC e 1140ºC e testado em solução de cloreto férrico e cloreto de sódio, onde sempre ocorreram pites preferencialmente na ferrita[6]_.

Em estudo de determinação de potencial de pite em dois aços inoxidáveis dúplex (UNS S31500 e UNS S32404, ambos sem adição de nitrogênio), foi constatado que se o potencial de pite estiver acima de 800 mVECS, o mecanismo de nucleação de

pite envolve tanto a ação de íons cloreto quanto a presença de bolhas de oxigênio, que evoluem em soluções neutras acima do potencial citado. Os pites, quando da evolução de oxigênio, nucleariam na interface tripla metal-solução-gás. De fato, a polarização cíclica em solução 3,5%(0,6 M) NaCl de aços dúplex levam a valores de potencial de pite entre 1000 mVECS e 1200 mVECS. Por vezes, os pites formados nestes aços

apresentam morfologia rendilhada, explicada através de processo de passivação e corrosão interna ao pite, próxima da “boca” dos mesmos[9]_.

Estudos com o aço soldado SAF 2205 mostram que a resistência à corrosão por pite na região da solda não é afetada diretamente pelo balanço de ferrita/austenita presentes (para frações de ferrita entre 25% e 70%); no entanto, a resistência à corrosão por pite é reduzida pelo reaquecimento da junta soldada durante operações multipasse, que levam a formação de austenita secundária, os estudos também mostram que aumentos no teor de níquel do metal de adição não são tão significativos no aumento da

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resistência à corrosão por pite se comparados a aumento dos teores de cromo e molibdênio[11].

II.8. Aços

Aços são ligas ferro-carbono que podem conter concentrações apreciáveis de outros elementos de liga. A classificação dos aços se dá pela concentração de carbono, como será apresentada a seguir:

• aços com baixo teor de carbono são aqueles que contêm menos que 0,25% m C e não respondem a tratamentos térmicos a fim de formar martensita, sua microestrutura é composta por ferrita e perlita, portanto, essas ligas são relativamente moles e fracas, porém apresentam tenacidade e ductilidade excepcionais[2,8];

• aços com médio teor de carbono são aqueles que possuem concentrações de carbono entre 0,25 e 0,60% m. Essas ligas podem ser tratadas termicamente por austenitização, têmpera e depois revenimento para melhorar as propriedades mecânicas[2], sua microestrutura é composta de martensita revenida. Essas ligas são mais resistentes que as ligas de baixo teor de carbono, porém são menos dúcteis e tenazes;

• aços com alto teor de carbono são aqueles que possuem concentrações entre 0,60 e 1,4% m de carbono, são os mais duros e resistentes, e também os menos dúcteis dentre todos os aços carbono[2]_;

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II.8.1 Aços Inoxidáveis

Aços inoxidáveis são aços que contêm cromo como elemento de liga predominante, sendo que a concentração mínima de cromo para que o aço seja considerado inoxidável corresponde a 11% em solução sólida [8].

A principal característica de um aço inoxidável é apresentar grande resistência à corrosão, pois o cromo quando oxidado forma na superfície do metal uma película passiva, que é auto regenerativa, a qual protege o metal do meio corrosivo, sendo que esta resistência à corrosão pode ser melhorada com adição de níquel, molibdênio e nitrogênio.

Pode-se classificar os aços inoxidáveis em três grupos de acordo com a sua estrutura metalúrgica[8]:

• aços inoxidáveis martensíticos são aqueles que apresentam mais de 11,5% m de cromo e têm uma estrutura austenítica em elevadas temperaturas que pode ser transformada em martensita por resfriamento à temperatura ambiente[5] . Sua estrutura é tetragonal de corpo centrado (TCC) no estado temperado e assim como os aços inoxidáveis ferríticos, os aços inoxidáveis martensíticos são magnéticos .

• aços inoxidáveis ferríticos apresentam teor de cromo entre 14 a 30% m, são aços relativamente baratos, pois não há níquel presente na liga[8]_{. Esses aços}

são compostos pela fase ferrita, de estrutura cúbica de corpo centrado (CCC). A presença de molibdênio aumenta a resistência à corrosão por pite, além de ser um elemento estabilizador de ferrita como o silício, o cromo e o nióbio. A estrutura ferrítica nestes aços inoxidáveis apresenta inúmeras complicações de

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os vários problemas encontrados nos aços inoxidáveis ferríticos são: fragilidade à 475ºC, precipitação de fases intermetálicas, fragilização em baixa temperatura, baixa ductilidade na condição soldada e sensitização[8].

• aços inoxidáveis austeníticos apresentam teor de cromo entre 16% a 26% m e 6% a 22% m de níquel[8], são os aços mais usados devido aos elevados teores de cromo e às adições de níquel. Sua estrutura é cúbica de face centrada (CFC) e contém elementos estabilizadores de austenita como níquel, manganês, nitrogênio e carbono. O papel do nitrogênio nos aços inoxidáveis austeníticos é de estabilizar a austenita contra a formação de ferrita em temperaturas elevadas e contra a formação de martensita em baixas temperaturas[8] .

II.8.1.2. Aços inoxidáveis dúplex

Os aços inoxidáveis dúplex são constituídos normalmente por frações volumétricas iguais de austenita e ferrita, através do correto balanço entre os elementos[6]. Esses aços são produzidos através do sistema AOD (descarburação por sopro combinado de oxigênio e argônio) e portanto, apresentam baixo teor de carbono.[8]

A estrutura típica é composta em média por 40 a 45% de ferrita e 55 a 60% de austenita, obtidas após solubilização entre 1000ºC e1200ºC e resfriamento brusco [6] .

Os elementos de liga (cromo, molibdênio, nitrogênio) que melhoram a resistência à corrosão por pite de ambos os aços inoxidáveis ferríticos e austeníticos, também irão melhorar a resistência à corrosão por pites nos aços inoxidáveis dúplex. O níquel é outro elemento de liga presente nesses aços, porém sua função é de estabilizar

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de 22-26% e 2-5% respectivamente. A porcentagem relativa dos elementos de liga é expressa em termos de níquel equivalente (estabilizador de austenita) e cromo equivalente (estabilizador de ferrita) com base na porcentagem em massa[8],sendo esta calculada através da proposição de DeLong como mostram as equações 23 e 24: Creq=%Cr + %Mo + 1,5. %Si + 0,5. % Nb (23)

Nieq = %Ni + 0,5. %Mn + 30. (%C + %N) (24)

Portanto, pode-se considerar que esses aços são compostos basicamente por ferro, cromo e níquel, e assim o estudo da metalurgia física destes aços pode ser feito através da análise do sistema ternário Fe-Cr-Ni.

No sistema ternário Fe-Cr-Ni, quatro fases sólidas são encontradas. Três fases são soluções sólidas: austenita (γ), de estrutura cúbica de faces centradas; ferrita (α), de estrutura cúbica de corpo centrado e α’, de estrutura cúbica de corpo centrado e rica em cromo. A quarta fase é uma fase intermetálica denominada sigma, de estrutura tetragonal, sendo extremamente dura, frágil e não magnética[6] .

Usualmente para ligas ferrosas denomina-se por δ todo sólido de estrutura cúbica de corpo centrado formado na solidificação; no entanto, muitos autores que estudaram o sistema Fe-Cr-Ni convencionaram a utilização de α para qualquer ferrita formada por reações dependentes de difusão, fazendo distinção apenas à martensita, cuja formação independe de difusão. Assim evita-se a confusão causada por diferentes nomenclaturas, tornando a seção isotérmica mostrada na Figura 11 de fácil interpretação[6] .

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Figura 11. Seção isotérmica a 1300ºC do ternário Fe-Cr-Ni [12]_.

Nota-se a existência de composições onde a presença de ferrita e austenita é possível; assim, o desenvolvimento de estrutura dúplex ferrita-austenita pode se dar pela correta escolha de composições, e da execução de tratamento de solubilização seguido de resfriamento rápido. O mesmo raciocínio pode ser desenvolvido para as seções isotérmicas a 1200ºC, 1100ºC e 1000ºC (Figuras 12, 13 e 14 respectivamente), notando-se que o campo de equilíbrio entre as duas fases aumenta com a redução de temperatura[6] .

(30)

(31)

Para o aço SAF 2205 de composição química média 22,0% Cr – 5,5% Ni – 3,0% Mo – 1,7% Mn – 0,8% Si – 0,14% N – 0,03% C [6] pode-se calcular o teor de cromo e níquel equivalente utilizando as equações (23) e (24), obtendo os seguintes resultados:

Nieq= 11,5 % ; Creq= 26,2 %;

Traçando-se na figura 13 os valores de cromo e níquel equivalentes calculados anteriormente e as linhas que definem o equilíbrio entre α e γ(“tie lines”), obtém-se a figura 15, onde se nota que o tratamento térmico deste aço a aproximadamente 1100 ºC, seguido de resfriamento rápido, é capaz de formar a estrutura dúplex[6] .

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Figura 15. Seção isotérmica a 1100ºC do ternário Fe-Cr-Ni mostrando as “tie-lines”

no campo α/γ .O ponto A representa a composição (em cromo e níquel equivalentes) do aço SAF 2205[6]_.

Nas ligas Fe-Cr-Ni, pode haver precipitação de fase sigma, porém esta não é a única fase adicional que pode formar, podendo haver também formação de vários carbonetos, fases frágeis ricas em cromo como χ, , precipitados de cobre e martensita. Com exceção da martensita, todos os precipitados preferencialmente se formam nos contornos de grãos de ou nos contornos α - γ)[7]_.

A austenita secundária também é uma fase adicional que pode formar nessas ligas, seja pela redução da fração volumétrica de ferrita quando do envelhecimento entre 600ºC e 800ºC , pela formação de fases ricas em cromo ou pela decomposição eutetóide da ferrita gerando sigma e austenita secundária que ocorre particularmente entre 700ºC e 900ºC.

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Os aços inoxidáveis dúplex são aços que apresentam grande resistência à corrosão aliada a alta resistência mecânica e tenacidade.

O aço inoxidável dúplex SAF 2205 apresenta limite de resistência a tração de 760 MPa, limite de escoamento próximo de 520 MPa [8], (praticamente o dobro do

encontrado em aços inoxidáveis austeníticos como os AISI 304 e 316) e alongamento em 50 mm superior a 27%. Além disso, sua resistência à corrosão supera a dos aços austeníticos, mesmo os de baixo teor de carbono[6]_.

As propriedades mecânicas de um aço inoxidável dúplex refletem as propriedades mecânicas das fases individuais α e γ, particularmente a fase α , sendo que além dos aços inoxidáveis ferríticos apresentarem um limite de escoamento maior que os aços inoxidáveis austeníticos, seu limite de escoamento também apresenta maior dependência da temperatura que os austeníticos. Portanto, a ferrita quando adicionada à austenita tem o papel de aumentar o limite de escoamento de um aço dúplex, especialmente em baixas temperaturas[7].

A figura 16 ilustra o endurecimento devido a presença de 50-60 % em volume de ferrita (a estrutura do“heat A”), comparado com as curvas de material austenítico e ferrítico com aproximadamente a mesma composição de ferrita e austenita encontradas em “heat A”. O limite de escoamento está entre o da austenita e da ferrita, porém mais próximo do limite de escoamento da ferrita do que prediz a regra das misturas.

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Acredita-se que o endurecimento extra se deve ao refinado tamanho de grão da estrutura dúplex comparado com os grosseiros grãos das fases separadas, ferrita e austenita[7]..

A Figura 17 ilustra que a dependência da temperatura para o limite de escoamento do aço dúplex rico em ferrita é equivalente ao limite de escoamento para a ferrita pura.

A Figura 18 também de Floreen e Hayden[13], ilustra que o limite de escoamento aumenta com o aumento da porcentagem volumétrica de ferrita. A Figura 19 mostra, porém, que o inverso é válido para o limite de resistência, que diminui com o aumento da porcentagem volumétrica de ferrita[7].

O desenvolvimento de trincas de clivagem na fase ferrítica não apenas reduz a ductilidade, como também reduz extremamente a tenacidade, pois aumenta a temperatura da transição dúctil-frágil, como mostra a Figura 20[7].

Figura 16. Curva tensão x deformação verdadeira de uma liga dúplex (50%-60% em

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Figura 17. Comparação do limite de escoamento em dependência da temperatura para

aços inoxidáveis dúplex contendo 50 a 60 % em peso de ferrita, com aços inoxidáveis ferriticos e austeníticos[13].

Figura 18. Dependência do limite de escoamento de aços inoxidáveis dúplex com

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Figura 19.Dependência do limite de resistência de aços inoxidáveis dúplex com relação a porcentagem em volume de ferrita[13].

Figura 20. Dependência da energia de impacto de aços inoxidáveis dúplex com

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A presença de α e γ não é importante apenas para melhorar as propriedades mecânicas de uma estrutura dúplex resultante, mas também permite com que esses aços se deformem superplasticamente num trabalho à quente. A superplasticidade é caracterizada por grandes alongamentos sem a formação de estricção e é altamente favorecida pelos pequenos tamanho de grão (1-10 µm), os quais são obtidos devido às transformações de fase ferrita-austenita.

O SAF 2205 é freqüentemente usado em operações offshore, como evaporadores de água, tubos de circuitos hidráulicos, indústria de óleo e gás na forma de tubos para transporte de CO2 seco e úmido, na indústria de papel e celulose como

evaporadores e torres para estocagem de pasta de papel, tanques para transporte marítimos e produtos químicos corrosivos[6,8].

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III. MATERIAIS E MÉTODOS III.1. Materiais

Barras de 20 mm de diâmetro foram fornecidas na condição solubilizada a 1060ºC por 1 hora, com resfriamento em água.

A composição química do material em estudo encontra-se na tabela 1.

Tabela 1.Composição química (%massa) do aço em estudo –SAF 2205

Cr Ni Mo N C Mn Si P S Bal.

22,21 5,40 3,15 0,178 0,015 0,76 0,45 0,020 0,005 Fe

III.2. Métodos

Os corpos-de-prova fornecidos para ensaio de tração (usinados segundo a ASTM E8M-04) foram solubilizados a 1100ºC, 1150ºC, 1200ºC por 2 horas e resfriados em água, buscando-se diferentes frações volumétricas de ferrita na estrutura do aço.

Após o tratamento térmico, os corpos-de-prova foram lixados a fim de remover a camada de óxidos e em seguida foram marcados de 2,5 em 2,5 mm para poder então ser realizado o ensaio de tração.

Ensaios de tração foram conduzidos seguindo-se as instruções da norma ASTM –04, usando um extensômetro de comprimento útil de 25 mm até 3% de deformação; o restante da deformação foi acompanhado com um transdutor de posição (LVDT).

Em seguida, as bases dos corpos-de-prova foram cortadas duas vezes de maneira a obter amostras com seção transversal e longitudinal que posteriormente foram embutidas em resina termofixa de cura a quente (baquelite), gerando corpos-de-prova para análise metalográfica. As superfícies das amostras, antes do embutimento,

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foram lixadas até granulometria de 600 mesh para permitir a perfeita aderência entre o baquelite e a amostra.

Os corpos-de-prova metalográficos foram lixados e polidos conforme as etapas mostradas na tabela 2, utilizando a politriz automática Struers Abramin.

Tabela2.Etapas de lixamento e polimento dos corpos-de-prova metalográficos na politriz automática.

Etapa Lixamento/polimento Força

(N) Rotação (rpm) Tempo (min) Lubrificante

1 Lixamento 220 mesh 200 150 2 Água

4 Polimento 6 m 200 150 4 Álcool etílico

Para a revelação da microestrutura o reativo de Behara modificado foi utilizado, cuja composição é 20 mL de ácido clorídrico, 80 mL de água destilada e deionizada e 1 g de metabissulfito de potássio; a esta solução de estoque, são adicionados 2 g de bifluoreto de amônio, e o ataque então foi conduzido durante 15 segundos de imersão.

O ataque foi interrompido com água e a superfície de observação seca através da evaporação de álcool etílico com auxílio de jato de ar quente. Todas as amostras preparadas metalograficamente foram observadas num microscópio LEICA DMLM, identificando as fases presentes e obtendo através da estereologia quantitativa as porcentagens de ferrita e austenita presentes na amostra. Foram feitas cinqüenta medições em cada amostra.

A fração volumétrica de ferrita (% ) também foi obtida com o auxílio de um ferritoscópio FISCHER modelo MP30, calibrado com o auxílio de padrões, tendo como

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limite de detecção 0,1% de ferrita. Cinquenta medições foram realizadas em cada uma das amostras.

Através da equação 25 pode-se estimar a fração volumétrica de austenita : % austenita = 100 - % ferrita (25)

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IV. RESULTADOS EXPERIMENTAIS PRELIMIRES

IV.1. Ensaios de tração

Os dados obtidos dos ensaios de tração estão apresentados nos gráficos 1 e 2 e na tabela 3 .

0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1050 1100 1150 1200 1250 Temperatura (ºC) P ro pr ie da de s m ec ân ic as

Limite de escoamento (MPa) Limite de resistência (MPa) E (GPa)

Gráfico 1. Resistência mecânica (limites de escoamento e resistência) e rigidez

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30 40 50 60 70 80 1050 1100 1150 1200 1250 Temperatura (ºC) P ro pr ie da de s m ec ân ic as A.Total em 25 mm (%) Redução de área (%)

Gráfico 2.Ductilidade em função da temperatura de solubilização do aço em estudo.

Tabela3.Propriedades mecânicas obtidas através do ensaio de tração do aço em

estudo em diferentes condições de solubilização. Temperatura de solubilização (ºC) Limite de escoamento (MPa) Limite de resistência (MPa) Alongamento total em 25 mm (%) E

(GPa) Redução de área (%)

1060 532,4 ± 7,4 765,2 ± 8,4 54,6 ± 3,1 189,2 ± 11,0 83,2 ±1,4 1100 463,2 ± 19,7 769,6 ± 4,8 55,4 ± 4,2 185,5 ± 10,5 83,5 ± 0,4 1150 503,5 ± 17,3 774,3 ± 8,3 49,7 ± 0,9 180,3 ± 8,8 82,3 ± 0,7 1200 523,5 ± 22,5 794,2 ± 14,8 46,1 ± 2,4 182,6 ± 8,7 74,9 ± 0,9

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IV.2.1 Microestrutura

Para a revelação da microestrutura, foi realizado o ataque Behara modificado. As fases ferrita e austenita foram identificadas por microscopia ótica, como mostram as micrografias de 1 a 8. Nota-se o aumento das bandas de ferrita e austenita com o aumento da temperatura de solubilização.No entanto, o alinhamento na longitudinal e a homogeneidade da estrutura ficam inalterados com o aumento da temperatura de solubilização.

Micrografia 1.Amostra longitudinal do aço SAF 2205 solubilizado à 1060ºC – ferrita

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Micrografia 2.Amostra transversal do aço SAF 2205 solubilizado à 1060ºC – ferrita

escura e austenita clara.

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escura e austenita clara. IV.2.2 Fração volumétrica de ferrita e austenita

A fração volumétrica de ferrita e austenita foi contabilizada através da estereologia quantitativa e também através de medições com o ferritoscópio, conforme descrito no item III.2. dos Métodos e cujos resultados são apresentados nos gráficos 3 e 4 e nas tabelas 4 e 5.

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35 40 45 50 55 60 65 1050 1100 1150 1200 1250 Temperatura (ºC) Fr aç ão v ol um ét ri ca d e fe rr ita (% ) LEICA Ferritoscópio Gráfico 1.Fração volumétrica de ferrita do trecho longitudinal obtida pela

estereologia quantitativa e pelo ferritoscópio em função da temperetura de solubilização.

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48 50 52 54 56 58 60 62 1050 1100 1150 1200 1250 Temperatura (ºC) Fr aç ão v ol um ét ri ca d e fe rr ita (% ) LEICA Ferritoscópio

Gráfico 2.Fração volumétrica de ferrita do trecho transversal obtida pela estereologia

quantitativa e pelo ferritoscópio em função da temperetura de solubilização.

Tabela 4. Fração volumétrica de ferrita e austenita obtidas por esterelogia quantitativa.

Trecho Longitudinal Trecho

Transversal Temperatura de solubilização (ºC) % % % % 1060 42,41 ± 3,8 57,59 ± 3,8 52,25 ± 1,4 47,75 ± 1,4 1100 52,55 ± 3,92 47,45 ± 3,92 57,1 ± 3,60 42,90 ± 3,60 1150 53,20± 2,82 46,80 ± 2,82 58,40 ± 1,08 41,60 ± 1,08 1200 58,75 ± 3,37 41,25 ± 3,37 61,2 ± 0,52 38,80 ± 0,52

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Trecho Longitudinal Trecho Transversal Temperatura de solubilização (ºC) % % % % 1060 41,8 ± 3,3 58,2 ± 3,3 51,40 ± 1,1 48,6 ± 1,1 1100 51,9 ± 3,7 48,1 ± 3,7 56,8 ± 3,0 43,2 ± 3,0 1150 52,9 ± 2,9 47,1 ± 2,9 57,9 ± 1,5 42,1 ± 1,5 1200 57,8 ± 3,4 42,2 ± 3,4 60,9 ± 0,62 39,1 ± 0,62

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V. PRÓXIMAS ETAPAS

i. Avaliar tamanho dos grãos de ferrita e austenita das diferentes condições de solubilização.

ii. Análises dos ensaios de tração, possibilitando a determinação de H, n, f

e f.

iii. Ensaios de polarização cíclica em solução 0,6M (3,5%) NaCl, verificando se as diferentesmicroestruturas afetam o comportamento à corrosão por pite.

iv. Completamentações de revisão bibliográfica sobre corrosão por pite do aço em estudo.

v. Análise e discussão dos resultados. vi. Elaboração do relatório final.

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1. DOWLING, N. E. Mechanical Behavior of materials. Prentice Hall: NJ 1999 2ª edição, p.102-135,559-566.

2. CALLISTER Jr., W. D. Ciência e engenharia dos materiais: uma introdução.LTC 4ª edição,p. 79-92,247-251.

3. DIETER,G. E. Mechanical Metallurgy . Mc Graw Hill, SI metric edition,p.275-295 4. GEMELLI,E. Corrosão de Materiais Metálicos e Sua Caracterização. LTC,p. 5. GENTIL,V. Corrosão. LTC 3ªedição,p. 45-48; 102-116.

6. MAGNABOSCO, R. Influência da microestrutura no comportamento eletroquímico do aço inoxidável SAF 2205. Tese (Doutorado em engenharia) – Departamento

de Engenharia Metalúrgica e de Materiais, Universidade de São Paulo, 2001. 7. SOLOMON, H. D. DEVINE Jr., T. M. Duplex stainsless steels – a tale of two phases. In: Duplex stainless steels – conference proceedings. ASM Metals Park: Ohio 1982, p. 693-756

8 SEDRIKS, A. J. Corrosion of stainless steels. John Wiley : NY 1996 2ª edição, p. 6-7,13-53,102-108.

9.Magnabosco, R.; Alonso – Falleiros, N. Pit Morphology and its relation to microstructure of 850 ºC aged UNS S31803 Duplex Stainless Steel. Corrosion, V.61, N.2, February 2005, p.130-6.

10. Kelly,R.G. Electrochemical techniques in corrosion science and engineering . Marcel Dekker, p. 104-05.

11. WALKER,R.A. GOOCH,T.G. Pitting resistance of weld metal for 22Cr-5Ni ferritic-austenitic stainless steels. British corrosion journal n.1 v.26 1991, p.51-59. 12. RAYNOR, G. V. RIVLIN, V. G. Phase Equilibria in Iron Ternary Alloys. The Institute of Metals, London, 1988, p. 316-33.

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