http://tede.mackenzie.br/jspui/bitstream/tede/4012/5/Karla%20Guima%C3%A3es%20Santos%20Pereira

Texto

(1)1. UNIVERSIDADE PRESBITERIANA MACKENZIE PROGRAMA DE PÓS GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA DE MATERIAIS E NANOTECNOLOGIA. KARLA GUIMARÃES SANTOS PEREIRA. ESTUDO DA MICROESTRUTURA DOS AÇOS INOXIDÁVEIS AUSTENÍTICOS AISI 316L E 317L SOLDADOS PELO PROCESSO TIG. São Paulo 2019.

(2) 2. KARLA GUIMARÃES SANTOS PEREIRA. ESTUDO DA MICROESTRUTURA DOS AÇOS INOXIDÁVEIS AUSTENÍTICOS AISI 316L E 317L SOLDADOS PELO PROCESSO TIG. Dissertação de Mestrado apresentado ao Programa de Pós-Graduação em Engenharia de Materiais e Nanotecnologia da Universidade Presbiteriana Mackenzie, como requisito parcial á obtenção do título de Mestre em Engenharia de Materiais e Nanotecnologia. ORIENTADOR: PROF. DR. MAURO CESAR TERENCE. São Paulo 2019.

(3) 3. P436e Pereira, Karla Guimaraes Santos Estudo da microestrutura dos aços inoxidáveis austeníticos AISI 316L e 317L soldados pelo processo TIG. / Karla Guimaraes Santos Pereira – São Paulo, 2018. 151 f.: il.; 30 cm. Dissertação (Mestrado em Engenharia de Materiais e Nanotecnologia) Universidade Presbiteriana Mackenzie - São Paulo, 2018. Orientador: Mauro Cesar Terence. Bibliografia: f. 147-151..

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(6) 6. À minha família..

(7) 7. AGRADECIMENTOS. Primeiramente à Deus. À Profa. Dr Sonia Braunstein Faldini, pela orientação, paciência, dedicação, incentivo a pesquisa, ensinamentos e amizade. Ao Prof. Dr. Mauro Cesar Terence pela orientação nos instantes finais deste trabalho. Ao Prof. Dr Juan Alfredo Guevara Carrió pela orientação. Aos meus pais e aos meus irmãos pelo apoio, incentivo e companheirismo, sou imensamente privilegiada por tê-los. Aos meus sobrinhos Maria Eduarda e Rafael, pela compreensão de minha ausência nos momentos que me dediquei a construção desta dissertação. Ao Prof. Dr. Jan Vatavuk pelos esclarecimentos de dúvidas e troca de conhecimento. Ao Mestre Welder Altieri Michael, pelas amostras doadas para a construção deste trabalho, ajuda e troca de experiências. A Francine Cordeiro Bento, sobretudo pela amizade, cumplicidade, pela ajuda apoio e ensinamentos para a realização dos ensaios no laboratório de química. A futura Mestre Carolina Gonçalves Mira, pela tradução dos resumos e pela amizade. Ao Fabio Nascimento, pelos ensinamentos na área de metalográfia, e assessoria na realização de ataque eletrolítico. Ao Mestrando Cicero Lustosa pelo apoio na obtenção das imagens de MEV. Ao Doutorando José Armando, pela realização de analise EDS. Ao Técnico de laboratório de química da UPM Silvio, por sempre me atender prontamente. As doutorandas Andressa de Aguiar Oliveira e Carolina Tegon, pela acolhida no laboratório do MackGraphe. À CAPES por proporcionar bolsa de estudos para obtenção deste título..

(8) 8. “Algo só é impossível até que alguém resolva provar ao contrário”. Albert Einstein.

(9) 9. RESUMO Os aços inoxidáveis foram desenvolvidos no início do século XX, desde então encontram-se em constante aprimoramento. Como as ligas metálicas os aços inoxidáveis são classificados de acordo com a composição química, sendo os aços inoxidáveis austeníticos responsáveis por 2/3 da produção mundial de aço inoxidável, devido à sua resistência à corrosão à oxidação, resistência mecânica a quente, trabalhabilidade e soldabilidade. Essas propriedades são adquiridas com adição de diferentes elementos de liga. Na indústria o processo de soldagem é um dos mais aplicados em aços inoxidáveis austeníticos. Tanto os elementos de liga quanto os diferentes processamentos influenciam de maneira direta na microestrutura do aço. Os aços inoxidáveis austeníticos apresentam microestrutura predominante austenítica, porém durante a solidificação esta estrutura é alterada devido a formação de ferrita delta, derivada da segregação de elementos estabilizadores da ferrita. A quantificação da ferrita delta é de suma importância para as propriedades de ductilidade, susceptibilidade de trincas e resistência mecânica. Além disso fases intermetálicas como a sigma precipitam a partir da ferrita delta. Existem diversos tipos de reagentes utilizados para realizar ataques químicos/eletrolíticos para revelar essas fases na microestrutura. Este trabalho estudou uma metodologia para a caracterização microestrutural das ligas de aços inoxidáveis austeníticos AISI 316L e AISI 317L, soldados pelo processo GTAW e submetidos a tratamentos térmicos com diferentes tempos, com o intuito de revelar a ferrita δ, e as fases intermetálicas, sigma (σ), chi (χ) e a fase de Laves (η). As ligas AISI 316L e AISI 317L foram selecionadas por serem características para a aplicações que exigem alta resistência à corrosão. Ambas as ligas AISI 316L e AISI 317L foram solubilizadas a 1080 ˚ C, com diferentes tempos. Analisaram-se amostras de ambos materiais no metal de base e na solda, na condição de soldado e sem tratamento térmico. Segundo Vander Voort ataques eletrolíticos utilizando os reagentes nas proporções: 10% de ácido oxálico, 10% KOH e 20%NaOH, todas submetidas a uma tensão de 6V durante 60s, revelam a ferrita δ e algumas fases intermetálicas com a σ (sigma). Além disso, realizou-se estudo quanto a corrosão por pite pelo método de polarização cíclica potenciodinâmica. Concluiu-se assim como as referências bibliográficas que a presença de fases intermetálicas afeta diretamente na resistência à corrosão por pite. As amostras sem tratamento térmico apresentaram maior percentual de ferrita delta e mostraramse mais resistentes a corrosão por pite. Palavras Chaves: corrosão por pite, fases intermetálicas, aço inoxidável.

(10) 10. ABSTRACT Stainless steels were developed in the beginning of the 20th century and have been constantly improved since then. As other metal alloys, stainless steels are classified according to the chemical composition Austenitic stainless steels represent 2/3 of the world's stainless steel production due to their resistance to corrosion, oxidation, hot mechanical strength, workability and weldability. These properties are obtained by the addition of different alloying elements. In industry, the welding process is one of the most applied in austenitic stainless steels. Both the alloying elements and the different processes have a direct influence on the microstructure of the steel. The austenitic stainless steels present predominantly austenitic microstructure, but during solidification this structure is altered due to the formation of delta ferrite, derived from the segregation of stabilizing elements of the ferrite. The quantification of delta ferrite is extremely important for properties related to ductility, crack susceptibility and mechanical resistance. In addition, intermetallic phases, such as sigma, precipitates from the delta ferrite . There are several types of reagents used to perform chemical / electrolytic etching to reveal these phases in the microstructure. This work studied a methodology for the microstructural characterization of AISI 316L and AISI 317L austenitic alloys, welded by the GTAW process and submitted to heat treatments with different times, in order to reveal δ ferrite and intermetallic phases, sigma ( σ), chi (χ) and the Laves phase (η). AISI 316L and AISI 317L alloys were selected because they are characteristics for applications requiring high corrosion resistance. Both AISI 316L and AISI 317L alloys were solubilized at 1080 ˚ C with different times. Samples of both materials were analyzed in the base metal and in the weld metal, in the condition of welding and without heat treatment. According to Vander Voort electrolytic etching using the reactants in the proportions: 10% of oxalic acid, 10% KOH and 20% NaOH, all subjected to a voltage of 6V for 60s, reveal ferrite δ and some intermetallic phases such as sigma phase. In addition, a study on pitting corrosion was carried out by the potentiodynamic cyclic polarization method. It was concluded as well as the bibliographical references that the presence of intermetallic phases directly affects the resistance to pitting corrosion. The samples without heat treatment presented higher percentage of delta ferrite and were more resistant to pitting corrosion.. Key words: pitting corrosion, intermetallic phases, stainless steels..

(11) 11. LISTA DE ILUSTRAÇÕES Figura 1 – MO aço inoxidável austenítico aisi 316L com a presença de ferrita δ e NB (n,c) (PERRON et al. 2014). 34. Figura 2 - Diagrama TTP da liga AISI 316 (PADILHA e RIOS, 2002). 35. Figura 3 - Diagrama de solidificação de aços inoxidáveis (PLAUT et al. 2007). 36. Figura 4 – MO diferença entre os modos de solidificação AF e FA (FU et al. 2008). 37. Figura 5 - Modos de solidificação de aços inoxidáveis austeníticos: (a) austenita primaria com ferrita interdendrítica; (b) reação peritética; (c) transformação da ferrita primaria em austenita mais ferrita abaixo da temperatura solidus Figura 6 - Mudança microestrutural durante a solidificação de metal de solda. 37 38. Figura 7 Diagrama de Shaefler - Delong apresentas as fases de solidificação dos aços inoxidáveis em função da composição. 41. Figura 8 – formas de pites que podem ser examinadas por microscopia: (a) estreito e profundo, (b) elíptico, (c) amplo e superficial, (d) subsuperficie, (e) subcotação, (f) horizontal e vertical. 45. Figura 9 - Pite resultado da decomposição da ferrita δ na vizinhança da fase σ, tratamento térmico a 650 ˚C, durante 10 000h (BEN RHOUMA et al. 2017). 46. Figura 10 - Esquemático potenciais de pite e repassivação (adaptado)(KAMACHI MUDALI; SRIDHAR; BALDEV, 2003) Figura 11 - Pite na liga aisi 304l, na zta, após ensaio de polarização. 48 49. Figura 12 - Diagrama de equilíbrio para liga FE–NI-CR, com 18% cr a 8% Ni, em função de C 50 Figura 13 - Esquemático do processo de soldagem GTAW. 51. Figura 14 - Micrografia com detalhe da transformação δ → σ + γ2 na liga AISI 304 submetido a tratamento térmico a 650 ˚C durante 31000 hr (GRAY, SIKKA, e KING 1978). 54 Figura 15 - Micrografia com detalhe da transformação δ → σ + γ2 na liga AISI 304 submetido a tratamento térmico a 595 ˚C durante 31000 hr (GRAY, SIKKA, e KING 1978). 54 Figura 16 - Morfologias da fase sigma. 55. Figura 17 - Diagrama de equilíbrio isotérmico FE-CR-MO, a 650 ˚C ilustra a presença da fase χ. 56. Figura 18 - Morfologia de precipitação da fase χ (CIESLAK, RITTER, e SAVAGE 1984) 57.

(12) 12. Figura 19 - Tipos de fase de laves (STEIN, PALM E SAUTHOFF, 2004). 57. Figura 20 - Microscopia de aço inoxidável austenítico com a precipitação da fase de laves 58 Figura 21 – Plano de procedimento de elaboração de projeto de pesquisa. 64. Figura 22 - Esquema de montagem para ataque eletrolítico. 67. Figura 23 - MO microestrutura da região soldada sem tratamento térmico. (a) região de transição MS-MB, liga 316L com a evidencia de grãos, aumento de 200x; (b) detalhe da ferrita δ com 1000x aumento, ataque eletrolítico com reagente 10% ácido oxálico, 6 V, durante 60 s.. 69. Figura 24 -MO microestrutura liga 316L sem tratamento térmico na região soldada. (a) região de transição ms-mb, aumento 200x; (b) detalhe ferrita δ, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 10% KOH, 6 V, durante 60 s.. 70. Figura 25 – MO Microestrutura liga AISI 316L sem tratamento térmico. (a) região de transição MS-MB, aumento 200x; (b) detalhe ferrita δ, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 20% NaOH, 6 V, durante 60 s.. 70. Figura 26 – MO Microestrutura da liga 317L na região soldada. (a) região do ms ferrita δ sobre a matriz austenítica γ com 200x aumento, (b) detalhe da ferrita δ com 1000x aumento, ataque eletrolítico com reagente 10% ácido oxálico, 6 V, durante 60 s. 71 Figura 27 – MO Microestrutura liga 317L sem tratamento térmico na região da soldada. (a) região MS, 200x, (b) detalhe δ, 1000x, ataque eletrolítico com reagente 10% KOH, 6 V, durante 60 s.. 72. Figura 28 – MO Microestrutura liga 317L sem tratamento térmico na região soldada MS (a); (b) detalhe da ferrita δ, ataque eletrolítico com reagente 20% NaOH, 6 V, durante 60 s.. 72. figura 29 – MO Microestrutura da liga 317L na região soldada com 1000x aumento, ataque eletrolítico com reagente 50% NaOH, 6 V, durante 60 s.. 73. figura 30 –MO Microestrutura da liga aisi 316L, tratamento térmico a 850 ˚C durante 7 min: (a) região de transição entre o MB-MS, aumento 200x; (b) região do MS, detalhe das fases intermetálicas, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 10% KOH, 6 V, durante 60 s.. 74. Figura 31 – MO Microestrutura da liga AISI 316L, tratamento térmico a 850 ˚C durante 7 min: (a) região de transição entre o MB-MS, aumento 100x; (b) e (c) região do MS-ZTA, detalhe das fases intermetálicas, (d) detalhe da ferrita δ no mb, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 20% NaOH, 6 V, durante 60 s.. 75.

(13) 13. Figura 32 – MO Microestrutura da liga AISI 316L, tratamento térmico a 850 ˚C durante 7 min: (a) região de transição entre o MB-MS, aumento 200x; (b) região do ms, detalhe das fases intermetálicas, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 50% NaOH, 6 V, durante. 76. Figura 33 – MO Microestrutura da liga AISI 317L tratamento térmico 850 ̊C, durante 7 min. (a) região do MS e MB, 200x aumento, (b) detalhe da ferrita δ com 1000x aumento, ataque eletrolítico com reagente 10% ácido oxálico, 6 V, durante 60 s.. 76. Figura 34- MO Microestrutura da liga AISI 317L na região soldada. (a) região do ms e mb,200x aumento, (b) detalhe da ferrita δ na região da solda com 1000x aumento, ataque eletrolítico com reagente 10% koh, 6 V, durante 60 s.. 77. Figura 35 – MO Microestrutura da liga AISI 317L na região soldada. (a) região do MS e MB,200x aumento, (b) detalhe da ferrita δ na região da solda com 1000x aumento, ataque eletrolítico com reagente 20% NaOH, 6 V, durante 60 s.. 77. Figura 36 – MO Microestrutura da liga AISI 317L na região soldada. (a) região do MS e MB,200x aumento, (b) detalhe da ferrita δ na região da solda com 1000x aumento, ataque eletrolítico com reagente 50% NaOH, 6 V, durante 60 s.. 78. Figura 37 – MO Microestrutura liga 316L, solubilizada a 1080 ˚C, região de transição MS-MB. (a) identifica os contornos de grão 100x e (b) a ferrita δ 200x, ataque eletrolítico com reagente 10% ácido oxálico, 6 V, durante 60 s.. 78. Figura 38 – MO microestrutura liga 316L. (a) região de transição ms-mb, 100x (b) detalhe da ferrita δ, 1000x ataque eletrolítico com reagente 10%KOH, 6 V, durante 60 s.. 79. Figura 39 – mo microestrutura liga 316L (a) região de transição entre MS-MB (b) ferrita δ na região da solda 1000x, ataque eletrolítico com reagente 20% naoh, 6V, durante 60 s. 79 Figura 40 – mo microestrutura liga 316L (a) região de transição entre MS-MB, 200x, (b) ferrita δ na região da solda 1000x aumento, ataque eletrolítico com reagente 50% NaOH, 6 V, durante 60s.. 80. Figura 41 – MO Microestrutura liga 317L. (a) região de transição ms-mb com detalhe de 50x (b) detalhe da ferrita δ com contorno de grão 500x, ataque eletrolítico com reagente 10% ácido oxálico, 6 V, durante 60 s.. 80. Figura 42 – MO Microestrutura liga 317L (a) região de transição MS-MB 200x (b) detalhe da ferrita δ com a morfologia "coral like" 1000x, ataque eletrolítico com reagente 10%KOH, 6 V, durante 60 s.. 81.

(14) 14. Figura 43 – MO Microestrutura liga 317L (a) e (b) região de transição entre MS-MB e morfologia coroal like, ataque eletrolítico com reagente 20% NaOH, 6V, durante 60 s.. 81. Figura 44 – MO Microestrutura da liga AISI 317L (a) região de transição entre o MS e MB, (b) detalhe do MS, ataque eletrolítico com reagente 50% NaOH. 82. Figura 45 – MO Microestrutura da liga AISI 316L, soldado e tratamento térmico a 850 ̊C, durante 60 min (a) ZTA, aumento 200x (b) região da solda, aumento 1000x, ataque eletrolítico 10% ácido oxálico, 6 V, durante 60 s.. 82. Figura 46 – MO Microestrutura da liga aisi 316l, soldado com tratamento térmico a 850 ̊C, durante 60 min (a) ZTA, aumento 200x (b) região soldada, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 10%KOH, 6 V, durante 60 s.. 83. Figura 47 – MO Microestrutura liga AISI 316L, soldado com tratamento térmico a 850 ̊C, durante 60 (a) transição MS-MB, aumento 200x, (b) região da solda, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 20% NaOH, 6 V, 60 s.. 83. Figura 48 – MO Microestrutura liga AISI 317L, soldado com tratamento térmico a 850 ̊C, durante 60 min (a) ZTA, aumento 200x (b) região da solda, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 10% ácido oxálico, 6 V, durante 60 s.. 84. Figura 49 – MO Microestrutura liga AISI 317L, (a) MS e MB, aumento 200x (b) detalhe ferrita δ, na região do MS, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 20% NaOH, 6 V, durante 60 s.. 84. Figura 50 – MO Microestrutura liga AISI 316L, soldado, solubilizado a 1080 ̊C, durante 60 min (a) ZTA, aumento 200x (b) região da solda, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 10% ácido oxálico, 6 V, durante 60 s.. 85. Figura 51 – MO Microestrutura liga AISI 316L, soldado, solubilizado a 1080 ̊C, durante 60 min (a) ZTA, aumento 200x (b) região da solda, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 10% KOH, 6 V, durante 60 s.. 86. Figura 52 – MO Microestrutura liga AISI 316L, soldado, solubilizado a 1080 ̊C, durante 60 min (a) ZTA, aumento 200x (b) região da solda, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 20% NaOH, 6 V, durante 60 s.. 86. Figura 53 – MO Microestrutura liga AISI 317L, soldado, solubilizado a 1080 ̊C, durante 60 min (a) ZTA, aumento 200x (b) região da solda, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 10% ácido oxálico, 6 V, durante 60 s.. 87. Figura 54 – MO Microestrutura liga AISI 317L, soldado e tratamento térmico a 1080 ̊C, durante 60 min (a) região de transição zta, aumento de 50x (b) fase sigma na região da solda.

(15) 15. 1000x e(c) fase sigma na região da solda, aumento de 1000x, com reagente 10% KOH, 6 V, durante 60 s.. 88. Figura 55 - MO Microestrutura liga AISI 316L, tratamento térmico a 850 ̊C, durante 480 min (a) ZTA, aumento 200x (b) região da solda, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 10% ácido oxálico, 6 V, durante 60 s. 89. Figura 56 MO Microestrutura da liga AISI 316L, soldado com tratamento térmico a 850 ̊C, durante 480 min (a) ZTA, aumento 200x (b) região soldada, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 10%KOH, 6 V, durante 60 s.. 89. Figura 57 – MO Microestrutura da liga AISI 316L, soldado com tratamento térmico a 850 ̊C, durante 480 min (a) ZTA, aumento 200x (b) região soldada, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 20% naoh, 6 V, durante 60 s.. 90. Figura 58 - MO Microestrutura liga AISI 317L, tratamento térmico a 850 ̊C, durante 480 min (a) ZTA, aumento 200x (b) região da solda, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 10% ácido oxálico, 6 V, durante 60 s. 90. Figura 59 - MO Microestrutura liga AISI 317L, tratamento térmico a 850 ̊C, durante 480 min (a) ZTA, aumento 200x (b) região da solda, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 10% KOH, 6 V, durante 60 s. 91. ̊ , durante 480 min Figura 60 – MO Microestrutura liga AISI 317L, soldado, solubilizado a 850 C (a) região MB e MS, aumento 500x (b) região da solda, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente. 92. Figura 61 – MO Microestrutura liga AISI 317L, soldado, solubilizado a 850 C ̊ , durante 480 min (a) região MB e MS, aumento 200x (b) região da solda, aumento 500x, ataque eletrolítico com reagente. 92. Figura 62 - MO Microestrutura liga AISI 316L, soldado com tratamento térmico a 1080 ̊C, durante 480 min (a) ZTA, aumento 200x (b) região da solda, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 10% ácido oxálico, 6 V, durante 60 s.. 93. Figura 63 – MO Microestrutura liga AISI 316L, soldado, solubilizado a 1080 ̊C, durante 480 min (a) ZTA, aumento 200x (b) região da solda, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 10% KOH, 6 V, durante 60 s.. 93. Figura 64 – MO Microestrutura liga AISI 316L, soldado, solubilizado a 1080 ̊C, durante 480 min (a) ZTA, aumento 200x (b) região da solda, aumento 500x, ataque eletrolítico com reagente 50% NaOH, 6 V, durante 60 s.. 94.

(16) 16. Figura 65 – MO Microestrutura liga AISI 317L, soldado, solubilizado a 1080 ̊C, durante 480 min, aumento 200x, ataque eletrolítico com reagente 10% ácido oxálico, 6 V, durante 60 s.. 95. Figura 66 – MO Microestrutura liga AISI 317L, soldado, solubilizado a 1080 ̊C, durante 480 min (a) ZTA, aumento 500x (b) região do metal base, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 10% KOH, 6 V, durante 60 s.. 95. Figura 67 – MO Microestrutura liga AISI 317L, soldado, solubilizado a 1080 ̊C, durante 480 min (a) ZTA, aumento 200x (b) região da solda, aumento 1000x, ataque eletrolítico com reagente 20% NaOH, 6 V, durante 60 s.. 96. Figura 68 – mo microestrutura liga AISI 317L, soldado, solubilizado a 1080 ̊C, durante 480 min, aumento 500x, ataque eletrolítico com reagente 50% NaOH, 6 V, durante 60 s. 96 Figura 69 - Curva de polarização cíclica potenciodinâmica da AISI 316L sem tratamento térmico Figura 70 - DRX liga AISI 316L sem tratamento térmico. 97 98. Figura 71 - MO liga AISI 316L sem tratamento térmico após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pites (a) na região do mb e (b) na região do ms, aumento 1000x. 99. Figura 72 - MEV liga AISI 316L sem tratamento térmico após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pites na região do mb, aumento 70x. 99. Figura 73 - MEV liga AISI 316L sem tratamento térmico após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pites na região do mb, aumento 370x. 100. Figura 74 - MEV liga AISI 316L sem tratamento térmico após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pites na região do mb, aumento 600x. 100. Figura 75 - Curva de polarização cíclica potenciodinâmica AISI 317L sem tratamento térmico 101 Figura 76 - DRX liga AISI 317L sem tratamento térmico. 102. Figura 77 MO liga AISI 317L sem tratamento térmico após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pites (a) na região do ms e (b) na região do ms, aumento 1000x 102 figura 78 - Curva de polarização cíclica liga AISI 316L tratamento térmico 850 ˚C durante 7 min figura 79 - DRX liga AISI 316L tratamento térmico 850 ̊ C durante 7 min. 103 104.

(17) 17. Figura 80 - MO liga AISI 316L tratamento térmico à 850 ˚C durante 7 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pites na região do mb, aumento 50x (a) e (b), aumento 200x. 104. Figura 81 - MEV liga AISI 316L tratamento térmico a 850 ˚C durante 7 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pites predominantes na região do MB, aumento 97. 105. Figura 82 - MEV liga AISI 316L tratamento térmico a 850 ˚C durante 7 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pite na região do mb, aumento 500x. 105. Figura 83 - MEV liga AISI 316L tratamento térmico a 850 ˚c durante 7 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pite na região do MB, aumento 700x. 106. Figura 84 - Curva de polarização potenciodinâmica cíclica liga AISI 317L tratamento térmico 850 ̊c durante 7 min Figura 85 - DRX liga AISI 317L tratamento térmico 850 ˚C durante 7 min. 107 108. Figura 86- Curva de polarização potenciodinâmica cíclica liga AISI 316L tratamento térmico 850 ̊C durante 60 min Figura 87 - DRX liga AISI 316L tratamento térmico 850 ̊C durante 60 min. 109 110. Figura 88 - MO liga AISI 316L tratamento térmico à 850 C durante 60 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica (a) pites na região do MB, aumento 1000x e (b) pites na região do MS, aumento 1000x. 110. Figura 89 - MEV liga AISI 316L tratamento térmico a 850 ˚C durante 60 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pite na região do MB, aumento 37x. 111. Figura 90 - MEV liga AISI 316L tratamento térmico a 850 ˚C durante 60 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pite na região do MB, aumento 400x. 111. Figura 91 - MEV liga AISI 316L tratamento térmico a 850 ˚C durante 60 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pite na região do MB, aumento 550x. 112. Figura 92 - MEV liga AISI 316L tratamento térmico a 850 ˚C durante 60 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pite na região do MS, aumento 1200x. 112. Figura 93 - MEV liga AISI 316L tratamento térmico a 850 ˚C durante 60 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pite na região do MS, aumento 650x. 113. Figura 94 - Curva de polarização cíclica liga AISI 317L tratamento térmico 850 ̊C durante 60 min. 114. Figura 95 - MO liga AISI 317L tratamento térmico a 850 ˚C durante 60 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, (a) pites na região do MS, aumento 200x, (b) pites na região do MS, aumento 1000x. 115.

(18) 18. figura 96 - DRX liga AISI 317L tratamento térmico 850 ˚C durante 60 min. 115. figura 97 - MEV liga aisi 317l tratamento térmico a 850 ˚C durante 60 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pites na região do ms, aumento 1200x. 116. figura 98 - Curva de polarização cíclica potenciodinâmica liga AISI 316L tratamento térmico 850 ̊c durante 480 min. 117. figura 99 - MO liga AISI 317L tratamento térmico à 850 ˚C durante 60 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, (a) pites na região do MS, aumento 1000x, (b) pites na região do MB, aumento 1000x Figura 100 - DRX liga AISI 316L tratamento térmico 850 ̊C durante 480 min. 118 118. Figura 101 - MEV liga AISI 316L tratamento térmico a 850 ˚C durante 480 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pites na região do MB, aumento 45x. 119. Figura 102 - MEV liga aisi 316l tratamento térmico a 850 ˚c durante 480 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pites na região do MB, aumento 450x. 119. Figura 103 - MEV liga AISI 316L tratamento térmico a 850 ˚C durante 480 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pites na região do MB, aumento 430x. 120. Figura 104 - MEV liga AISI 316L tratamento térmico a 850 ˚C durante 480 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pites na região do MS, aumento 550x. 120. Figura 105 - Curva de polarização cíclica potenciodinâmica liga AISI 317L tratamento térmico 850 ̊C durante 480 min. Figura 106 - DRX da liga AISI 317L tratamento térmico 850 ̊C durante 480 min. 121 122. Figura 107 - MO liga AISI 317L tratamento térmico à 850 ˚C durante 60 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, (a) pites na região do MS, aumento 100x, (b) pites na região do MB, aumento 200x. 122. Figura 108 - MEV liga aisi 317l tratamento térmico a 850 ˚c durante 480 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pites na região do MS, aumento 250x. 123. Figura 109 - MEV liga AISI 317L tratamento térmico a 850 ˚C durante 480 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pites na região do MB, aumento 700x. 123. Figura 110 - Curva de polarização cíclica potenciodinâmica liga AISI 316L solubilizado 1080 ̊C durante 7 minutos Figura 111 - drx liga AISI 316L solubilizado 1080 ˚C durante 7 minutos. 124 125. Figura 112 - MEV liga AISI 316L tratamento térmico a 1080 ˚C durante 7 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pites na região do MB, aumento 40x. 126. Figura 113 - MEV liga AISI 316L tratamento térmico a 1080 ˚C durante 7 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, pites na região do MB, aumento 430x. 126.

(19) 19. Figura 114 - Curva de polarização cíclica potenciodinâmica liga AISI 317L solubilizado 1080 ˚C durante 7 min Figura 115 - DRX liga AISI 317L solubilizado 1080 ̊C durante 7 min. 127 128. Figura 116 - MEV liga AISI 317L solubilizado a 1080 ˚C durante 7 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, região do MB, aumento 1500x. 128. Figura 117 - Curva de polarização cíclica potenciodinâmica liga AISI 316L solubilizado 1080 ˚C durante 60 min. 129. Figura 118 - Curva de polarização cíclica potenciodinâmica liga AISI 317L solubilizado 1080 ˚C durante 60 min Figura 119 - DRX da liga AISI 317L solubilizada 1080 ̊C durante 60 min. 130 131. Figura 120 - MEV liga AISI 317L solubilizado a 1080 ˚C durante 60 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, aumento 2700x. 131. Figura 121 - Curva de polarização cíclica potenciodinâmica liga AISI 316L solubilizado 1080 ˚C durante 480 min Figura 122 - DRX da liga AISI 316L solubilizada 1080 ˚C durante 480 min. 132 133. figura 123 - MEV liga AISI 316L solubilizado a 1080 ˚C durante 480 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, na região do MB, aumento 70x. 133. Figura 124 - MEV liga AISI 316L solubilizado a 1080 ˚C durante 480 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, na região do MB, aumento 1000x. 134. Figura 125 - Curva de polarização potenciodinâmica cíclica da liga AISI 317L solubilizada 1080 ̊C durante 480 min Figura 126 - DRX liga AISI 317L solubilizada 1080 ˚C durante 480 min. 135 136. Figura 127 - MEV liga AISI 317L solubilizado a 1080 ˚C durante 480 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, na região do mb, aumento 650x. 136. figura 128 - MEV liga AISI 317L solubilizado a 1080 ˚C durante 480 min após ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica, na região do MS, aumento 950x. 137. Figura 129 - Comparativo entre as curvas de polarização potenciodinâmica cíclica das ligas AISI 316L na condição sem tratamento térmico e com tratamento térmico a 850 ̊C, durante 7 min, 60 min e 480 min. 139. Figura 130 - Comparativo entre as curvas de polarização potenciodinâmica cíclica das ligas AISI 317L na condição sem tratamento térmico e com tratamento térmico a 850 ̊C, durante 7 min, 60 min e 480 min. 141.

(20) 20. Figura 131 - Comparativo entre as curvas de polarização potenciodinâmica cíclica das ligas AISI 316L e aisi 317L, na condição sem tratamento térmico e com tratamento térmico a 850 ̊C, durante 7 min, 60 min e 480 min. 142. Figura 132 - Comparativo entre as curvas de polarização potenciodinâmica cíclica das ligas AISI 317L na condição sem tratamento térmico e com tratamento térmico a 1080 ̊C, durante 7 min, 60 min e 480 min. 143. Figura 133 - Comparativo entre as curvas de polarização potenciodinâmica cíclica das ligas AISI 316L e AISI 317L, na condição sem tratamento térmico e solubilizado 1080 ˚C, durante 7 min, 60 min e 480 min. 144.

(21) 21. LISTA DE TABELAS Tabela 1 - Composição química dos aços inoxidáveis AISI 316L e 317L (ALTIERI 2016) 59 Tabela 2 - Composição química dos consumíveis utilizados (ALTIERI 2016). 59. Tabela 3 - Composição química no metal de solda (ALTIERI 2016). 59. Tabela 4 - Amostras de ALTIERI, 2016 submetidas a tratamento térmico 850 ̊C. 65. Tabela 5 - Amostras de ALTIERI, 2016 submetidas a tratamento térmico 1080 ̊C. 65. Tabela 6 - Amostras selecionadas para desenvolvimento de projeto de pesquisa. 65. Tabela 7 - Relação de ataques eletrolíticos (VANDER VOORT, 1999). 66. Tabela 8 - Potenciais EPIT, ERP e E das ligas AISI 316L e AISI 317L obtidos por curva de polarização potenciodinâmica cíclica, relação de fases intermetálicas e ferrita delta 138.

(22) 22. LISTA DE SIGLAS AISI. American Iron and Steel Institute. ASM. American Society of Materials. ASTM. American Society for Testing and Materials. AWS. American Welding Society. C. Carbono. CCC. Cúbico de Corpo Centrado. CFC. Cúbico de Face Centrada. Cr. Cromo. CReq. Cromo Equivalente. DRX. Difração de raios - X. E. Potencial. Epit. Potencial de pite. Erp. Potencial de repassivação. Fe. Ferro. FN. Ferrite Number. GTAW. Gas Tungsten Arc Welding. MB. Metal de Base. Mo. Molibdênio. MO. Microscopia óptica. MEV. Microscopia Eletrônica de Varredura. Mn. Manganês. MS. Metal de Solda. N. Nitrogênio. NaCl. Cloreto de Sódio. NaOH. Hidróxido de Sódio.

(23) 23. Nb. Nióbio. Ni. Níquel. Nieq. Níquel Equivalente. PREN. Pitting Resistance Equivalent Number. Si. Silício. Ti. Titânio. TIG. Tungsten Inert Gas.

(24) 24. LISTA DE SÍMBOLOS. δ. Ferrita delta. α. Ferrita alfa. σ. Fase sigma. χ. Fase chi. γ. Austenita. γ2. Austenita secundária. η. Fase de laves.

(25) 25. SUMÁRIO INTRODUÇÃO 1.1. 27. OBJETIVOS .................................................................................................................. 29. 1.1.1 Objetivos gerais ........................................................................................................... 29 1.1.2 Objetivos específicos .................................................................................................... 29 1.2. JUSTIFICATIVA ........................................................................................................ 30. 2. REVISÃO DE LITERATURA ................................................................................... 33. 2.1. AÇOS INOXIDÁVEIS ................................................................................................ 33. 2.1.1. Classificação dos aços inoxidáveis ............................................................................. 33. 2.2. CORROSÃO ................................................................................................................. 42. 2.2.1 Tipos de Corrosão........................................................................................................ 42 2.3. ESTUDOS ELETROQUIMICOS ................................................................................ 46. 2.3.1. Passividade dos aços inoxidáveis ............................................................................... 46. 2.3.2. Potencial de corrosão.................................................................................................. 47. 2.3.3 Polarização ................................................................................................................... 47 2.4. TRATAMENTO TÉRMICO........................................................................................ 49. 2.4.1 PROCESSO DE SOLDAGEM GTAW (Gas Tungsten Arc Welding) ................... 51 2.5. EFEITOS DE ELEMENTOS DE LIGA NA CORROSÃO......................................... 52. 2.6. PRECIPITAÇÃO DE FASES INTERMETÁLICAS .................................................. 53. 2.6.1. Fase sigma (σ).............................................................................................................. 53. 2.6.2. Fase chi (χ) ................................................................................................................... 55. 2.6.3. Fase de Laves (η) ........................................................................................................ 57. 3. MATERIAIS E METODOS ...................................................................................... 59. 3.1. MATERIAIS ................................................................................................................ 59. 3.2. MÉTODOS ................................................................................................................... 63. 3.2.1. Seleção de corpos de prova ........................................................................................ 64. 3.2.2. Estudo de reagente para revelar fazes intermetálicas ............................................. 65. 4. RESULTADOS E DISCUSSÃO ................................................................................ 69. 4.1. Análise metalográfica com os reagentes ...................................................................... 69. 4.1.1. Material soldado sem tratamento térmico ............................................................... 69. 4.2. Material soldado com tratamento térmico a 850 ˚C durante 7 min (5min/2,5mm) ...... 74. 4.3. Material soldado solubilizado a 1080 ˚C durante 7 min (5min/2,5mm) ...................... 78. 4.4. Material soldado tratamento térmico 850 ˚C durante 60 min (5min/2,5mm) .............. 82.

(26) 26. 4.5. Material soldado com tratamento térmico a 1080 ˚C durante 60 min (5min/2,5mm) .. 85. 4.6. Material soldado tratamento térmico 850 ˚C durante 480 min (5min/2,5mm) ............ 89. 4.7. Material soldado solubilizado 1080 ˚C durante 480 min (5min/2,5mm) ..................... 92. 4.8. Ensaio de polarização potenciodinâmica cíclica .......................................................... 97. 4.8.1 Análise de resistência à corrosão por pite ............................................................... 138 CONCLUSÃO ...........................................................................................................................................139. REFERÊNCIAS BIBLIOGRAFICAS................................................................................147.

(27) 27. INTRODUÇÃO Descobertos no início do século XX (PADILHA, 2002), os aços inoxidáveis são constituídos principalmente por ferro (Fe), cromo (Cr) e níquel (Ni), podendo conter elementos resultantes do processo de fabricação como carbono (C), manganês (Mn), nitrogênio (N), silício (Si) e elementos adicionados para melhorar as suas propriedades para certas aplicações específicas como alumínio (Al), cobalto (Co), molibdênio (Mo), nióbio (Nb), titânio (Ti) e tungstênio (W) (PESSANHA, 2011). Os aços inoxidáveis são classificados em cinco grupos principais, austeníticos, ferríticos, martensíticos e endurecíveis por precipitação, de acordo com sua composição química, microestrutura e mecanismos de endurecimento. Os aços 316L e 317L objeto desse projeto são austeníticos e contém baixos teores de C e altos teores de Mo. As propriedades e o desempenho de um aço inoxidável dependem do processo de solidificação em não equilíbrio e de sua microestrutura, isto é, da quantidade, tamanho, distribuição, morfologia, estrutura cristalina e composição química das fases presentes. Os aços inoxidáveis austeníticos representam em termos de produção cerca de 70% do total produzido, apresentando boa combinação de propriedades tais como resistência mecânica em altas e baixas temperaturas, tenacidade, ductilidade, soldabilidade e resistência à corrosão e à oxidação, (BRACARENSE; MARQUES E; MODENESI, 2011); (KOTECKI; SIEWERT, 1992), (OUTOKUMPU, 2013). Esses aços possuem basicamente uma estrutura cristalina cúbica de face centrada (CFC), porém durante sua solidificação há formações de ferrita delta δ de estrutura cristalina cúbica de corpo centrado (CCC). Estas formações são encontradas devido à microssegregações de estabilizadores de ferrita, tais como Cr, Mo, Si entre outros. O processo de soldagem TIG ou Gas Tungsten Arc Welding ( GTAW ), como é mais conhecido atualmente, é um processo de soldagem a arco elétrico que utiliza um arco entre um eletrodo não consumível de tungstênio e a poça de soldagem (LANCASTER, 1999). Nas operações de soldagem, é bem conhecida a necessidade da presença de ao menos 5% de fração volumétrica de ferrita δ nos depósitos de soldas austeníticos, para se diminuir a susceptibilidade de trincas a quente durante a solidificação (SMITH; FARRAR, 1993), (CHI et al., 2007)..

(28) 28. A ferrita δ existente em um metal de solda austenítico não é uma fase estável sendo resultado da ferrita δ retida que não se transformou em austenita durante o resfriamento e sua estabilidade aumenta com o aumento de temperatura. Fatores como taxa de aquecimento e resfriamento ou mesmo tratamento térmico adequado após o processo de soldagem e a presença de elementos como o Mo irão influenciar quanto à precipitação de fases, em especial a fase sigma (σ), a fase Chi (χ) e a fase de Laves. A fase sigma (σ) é um intermetálico duro e frágil de estrutura cristalina tetragonal de corpo centrado com trinta átomos por célula unitária (VACH et al., 2008); a fase Chi (χ) está associada a efeitos prejudiciais na resistência mecânica e à corrosão e a fase de Laves precipita no interior dos grãos na forma de partículas equiaxiais e apresenta estrutura cristalina hexagonal com doze átomos por célula (PLAUT et al., 2007). A caracterização microestrutural dessas fases é imprescindível, pois sua presença pode afetar as propriedades mecânicas dos aços, por exemplo, a fase σ que resulta da transformação da ferrita δ presente na matriz austenítica pode causar trincas na interface austenita-fase σ, diminuindo sua ductilidade (LEITNAKER, 1982). Vários são os ataques eletroquímicos utilizados para revelar a microestrutura de aços inoxidáveis ao molibdênio em termos da ferrita δ e das fases σ e χ. Segundo Vander Voort (2007) é possível definir melhor a região da ferrita δ por eletrólise em solução 20g/100mL de NaOH usando tensões da ordem de 6V durante 60s e a fase σ com tensões de 2-6V e concentrações de até 50g/100mL. A ferrita δ e a fase σ podem ser reveladas eletrolisando uma solução de ácido oxálico (H2C2O4.2H2O) a 10%, a uma tensão de 6V por 60 minutos (PESSANHA, 2011). Além dos ataques eletroquímico pode-se usar ataques químicos como o reagente Villela (ZHANG et al., 2010; LI et al., 2012) e o Murakami. Tendo em vista a importância da detecção da ferrita δ e dos intermetálicos citados acima bem como a ausência na literatura de justificativa para a escolha dos diferentes métodos utilizados, o presente projeto de mestrado tem por objetivo comparar diferentes ataques químicos e eletroquímicos utilizados para a caracterização microestrutural de dois aços inoxidáveis austeníticos soldados e submetidos a diferentes tratamentos térmicos. Traçar curvas de polarização do metal de solda e metal base para avaliar se há relação da presença de fases intermetálicas, com o potencial de corrosão por pite. Com os resultados obtidos, propor uma metodologia de ensaio apropriada que permita identificar melhor a ferrita δ e os possíveis intermetálicos presentes no metal de base e na solda (CHAVES et al., 2006)..

(29) 29. 1.1 1.1.1. OBJETIVOS Objetivos gerais Estudar a corrosão por pite nos aços inoxidáveis austeníticos AISI 316L e AISI. 317L após processo de soldagem, posteriormente submetidos a tratamento térmico a 850 ˚C e solubilizados a 1080 ˚C quanto ao percentual de ferrita δ e a fases intermetálicas. Além de desenvolver uma metodologia de ataque químico e/ou eletroquímico que melhor revela essas fases na microestrutura.. 1.1.2. Objetivos específicos Ampliar conhecimento quanto a corrosão por pite das ligas AISI 316L e AISI. 317L em determinas temperaturas e tempos de exposição e a possível substituição da liga AISI 316L pela AISI 317L. Estudar o feito do percentual de ferrita δ e da precipitação de fases intermetálicas na corrosão por pite. Averiguar o melhor reagente empregado no ataque eletrolítico para identificar a ferrita δ e as fases intermetálicas na microestrutura..

(30) 30. 1.2. JUSTIFICATIVA Os aços inoxidáveis encontram-se em constante produção, em 1970 a produção. era cerca de 6 milhões de toneladas, esta aumentou para aproximadamente 34 milhões de toneladas em 2010 (OUTOKUMPU, 2013). Dentre a classe dos aços inoxidáveis, os austeníticos representam 2/3 da produção total de aço inoxidável do mundo. Os aços inoxidáveis austeníticos consiste em uma liga Fe-Cr-Ni, que podem conter outros elementos de liga para melhorar as propriedades mecânicas. A adição de elementos de liga em aços inoxidáveis austeníticos tem como intuito obter melhores propriedades mecânicas, tais como; alta resistência, alta ductilidade de ruptura e resistência á corrosão á altas temperaturas. Devido a esses aspectos a classe dos aços inoxidáveis austeníticos são os mais estudados (PESSANHA, 2011; PADILHA; RIOS, 2002). Dentre a classe dos aços inoxidáveis os aços inoxidáveis austeníticos são os que apresentam maior resistência à corrosão. São utilizados quando a resistência à corrosão é o fator principal. Empregados principalmente nas indústrias alimentícia, farmacêuticas, química, petroquímica, de papel e celulose, hospitalar, indústria aeroespacial e de óleo e gás (VILLARES METALS, [s.d.]). A liga AISI 316L é frequentemente utilizada na fabricação de implantes ortopédicos devido ao baixo custo, por apresentar biocompatibilidade, resistência à fadiga e resistência à tração (KAMACHI MUDALI; SRIDHAR; BALDEV, 2003). Em estudos realizados em implantes recuperados, revelaram que 90% das falhas de implantes de AISI 316L são devido a corrosão por pite e corrosão em frestas (SIVAKUMAR; RAJESWARI, 1992). O aço inoxidável AISI 317L tem substituído o AISI 316L em algumas aplicações na indústria petroquímica por conter mínimo 3% de molibdênio (Mo) e apresentar maior resistência á corrosão por pite (SOUTO et al., 2017). Um dos tópicos mais estudados dentre os aços inoxidáveis austeníticos é a previsão quanto á formação da ferrita δ e a precipitação de fases intermetálicas no metal de solda. Em 1949, Schaeffler propôs um diagrama onde era possível prever o percentual de ferrita δ a parir da composição química do metal de adição e do metal de base, porém alguns problemas foram encontrados no diagrama de Schaeffler por não considerar o efeito do nitrogênio (N) como estabilizador da austenita, e também e o manganês (Mn) que não favorece a formação de austenita em alta temperatura sendo prejudicial a ferrita. Com base no diagrama de Schaeffler, em 1974 William T. DeLong modificou a maneira de medir a ferrita δ, de porcentagem para “Ferrite Number” (FN), medida magnética do teor de ferrita δ, este modelo foi considerado mais preciso que o modelo de Schaeffler. Mais tarde, em 1992, Kotecki desenvolveu um.

(31) 31. diagrama que envolve o cálculo de cromo equivalente (CReq) e níquel equivalente (Nieq), elementos estabilizadores da ferrita e da austenita (ALTIERI, 2016). O processo de soldagem seguido de tratamento térmico, resulta na precipitação de fases intermetálicas tais como sigma (σ), chi (χ) e laves (η) que são consideradas indesejáveis para a resistência mecânica e resistência à corrosão (DA FONSECA et al., 2017). O Mo é um elemento estabilizador da ferrita, por isso a liga AISI 317L tem tendência de alta presença de ferrita δ na microestrutura ao mesmo tempo a presença de Mo aumenta a tendência de precipitação de fases intermetálicas (SOUTO et al., 2017). Perante o exposto justifica-se o estudo dos aços inoxidáveis austeníticos AISI 316L e AISI 317L, após processo de soldagem seguido de tratamento térmico para efeito de análise da influência do percentual de ferrita δ e a presença de fases intermetálicas na corrosão por pite, assim podendo ampliar possíveis empregabilidade do AISI 317L em substituição do AISI 316L. Além de verificar o reagente mais adequado para revelar as fases intermetálicas na microestrutura..

(32) 32. 1.3. METODOLOGIA Foram utilizados corpos de prova das ligas AISI 316L e AISI317L. Objeto de. estudo de dissertação de mestrado de ALTIERI, 2016. Que preparou as chapas em “X”, para realizar soldagem GTAW (TIG), no sentido longitudinal, seguido de tratamento térmico a 1080 ˚C e 850 ˚C, com diferentes tempos de exposição, por fim seguido de corte nas dimensões 20 x 10 mm e embutidos em resina baquelite. O desenvolvimento do trabalho ocorreu em duas etapas, uma propõe um ataque químico/eletrolítico para revelar tanto a ferrita δ quanto as fases intermetálicas e a outra usa os das da primeira e incrementa utilizando ensaios de corrosão e técnicas de caracterização. Primeiro. iniciou-se. com. uma. metodologia. para. propor. o. ataque. químico/eletrolítico mais eficiente para revelar a ferrita δ e as fases intermetálicas σ, χ e η. Foi realizado a preparação metalográfica das amostras em lixadeira, seguindo a sequência de lixas de 600 a 1200 mesh e polimento com pasta diamantada de 1 µ granulometria. A segunda etapa utilizou-se de técnicas eletroquímicas de polarização potenciodinâmica cíclica para estudo de corrosão por pite. Com o intuito de relacionar a influência da presença de fases intermetálicas e ferrita δ na formação de pites. Além da microscopia óptica, empregou-se a técnica de difração por raios X para identificar as fases presentes. Após ensaio de polarização analisou-se imagens de microscopia óptica e microscopia eletrônica de varredura para obtenção das imagens de pites. Além disso foram utilizados dados da quantificação da ferrita δ adquiridos por ALTIERI, 2016 para aprimorar os resultados..

(33) 33. REVISÃO DE LITERATURA. 1.4. AÇOS INOXIDÁVEIS Aços inoxidáveis são ligas a base de ferro contendo um mínimo 10,5% de cromo. (Cr). O Cr e a presença ou ausência de outros elementos químicos, forma uma camada protetora conferindo aos aços a característica principal de resistência à corrosão atmosférica (STEELS, 2013). A classe de aços inoxidáveis surgiu no início do século XX concomitantemente em vários países. Na França o mineralogista Berthier relatou em 1821 a resistência da liga ferrocromo (Fe-Cr) sob ataque ácido. Na Inglaterra em 1892 o metalurgista Robert Hadfield usou água do mar e ácido nítrico para realizar teste e descobriu o aço inoxidável. Em 1911 Monnartz publicou um artigo sobre a liga Fe-Cr onde demonstrou que a adição de molibdênio (Mo) tem efeito benéfico para a resistência a corrosão (PADILHA; GUEDES, 1994). Na Alemanha, 1912, Atrauss e Mainer realizaram uma experiência com uma liga Fe-Cr contendo 8% de níquel, esta liga resistiu meses sob ataque de vapores de ácidos e foi lançada no mercado depois de 1920. Na Inglaterra em 1913, Bearley constatou melhor resistência à corrosão de um aço desenvolvido para armamento contendo 13% cromo, esta liga por sua vez começou a ser comercializada por volta de 1915 (OUTOKUMPU, 2013). Em 1915 nos Estados Unidos, Haynes notou resistência à corrosão em ligas contendo o mínimo 10% Cr e 5% de Co. Existem patentes na França de 1917 e 1918 devido a Chevenard sobre aços com 10 a 15% de cromo e 20 a 40% níquel (MARQUES, VILLANI e MODENESI 2011). 1.4.1. Classificação dos aços inoxidáveis Os aços inoxidáveis são divididos em grupos: austeníticos, duplex, ferríticos,. martensíticos e endurecíveis por precipitação. Estes são classificados de acordo com sua estrutura cristalográfica, cada família apresenta propriedades mecânicas diferentes, no entanto compartilham a mesma resistência e ou susceptibilidade a determinados tipos de corrosão..

(34) 34. 1.4.1.1 Aços inoxidáveis austeníticos Os aços inoxidáveis austeníticos foram desenvolvidos no início do século XX em Essen na Alemanha, na empresa Krupp. Os inoxidáveis austeníticos representam cerca de 2/3 da produção de aços inoxidáveis do mundo (PADILHA, 2002). Em sua composição encontra-se: Cr de (16 a 25 wt %) que aumenta a resistência a corrosão, Ni (8 a 20 wt%) elemento estabilizador da austenita, Mg (1 a 2 wt%), Si ( 0,5 a 3 wt %), C (0,02 a 0,04 wt%) Mo (0 a 2 wt%) que confere resistência a corrosão em ambientes contendo cloreto, N (0 a 0,15 wt%), e Ti (0 a 0,2 wt%). São caracterizados por apresentar alta ductilidade, baixo limite de escoamento e não são magnéticos e empregados para condição de alta temperatura (LIPPOLD e KOTECKI 2005). O desempenho e as propriedades dos aços inoxidáveis austeníticos está diretamente relacionada a microestrutura, quantidade e distribuição da ferrita δ. A matriz microestrutural é uma solução sólida, com baixo índice de falhas de empilhamento. Existem ainda fases intermetálicas e carbonetos que podem ser encontrados na microestrutura dos inoxidáveis austeníticos. O carboneto M23C6 e MC são os mais comuns, e as fases intermetálicas são sigma (σ), Laves e chi (χ) (LESLEY et al. 2007; PADILHA et al. 2013).. Figura 1 – MO Aço inoxidável austenítico AISI 316L com a presença de ferrita δ e Nb (N,C) (PERRON et al. 2014). A sensitização dos aços inoxidáveis austeníticos resulta na formação dos carbonetos e fases intermetálicas citadas anteriormente. A previsão quanto a cinética de.

(35) 35. precipitação das fases é descrita do diagrama TTP (“time - temperature – precipitation”), este está descrito na Figura 2. Os aços inoxidáveis austeníticos são suscetíveis a corrosão intergranular, corrosão sob tensão, corrosão em frestas e corrosão por pite. Quando submetidos a sensitização por um longo período resulta na precipitação de fases intermetálicas como: M23C6 , σ, χ e η. Temperatura, ˚F. Temperatura, ˚C. consideradas prejudiciais quanto a resistência à corrosão (SEDRIKS, 1996). Tempo, h. Figura 2 - Diagrama TTP da liga AISI 316 (PADILHA e RIOS, 2002). Os aços inoxidáveis AISI 317L, são empregados na fabricação de tubos, revestimentos do tipo “clad”, vasos de pressão, válvulas, acessórios e refinarias. Em sua composição apresenta teor de carbono limitado à 0,03 % e Mo entre 3 e 4 %. Dentre a classe dos inoxidáveis austeníticos a liga AISI 317L é a que apresenta maior resistência à corrosão, no entanto quando na condição de elevadas temperaturas, ocorre mudança significativa na microestrutura, resultante do aumento de ferrita δ, que torna a liga suscetível a corrosão intergranular e a precipitação de fases intermetálicas tais como σ e χ (FARNEZE, PARDAL, e SOUZA 2014). A liga 317L apresenta superior resistência a corrosão por pite (PREN) se comparado com a liga 316L (SOUTO et al., 2017)..

(36) 36. 1.4.1.1.1 Solidificação dos aços inoxidáveis austeníticos O mecanismo de solidificação dos aços inoxidaveis pode ser previsto utilizando a taxa de Cr e Ni equivalentes de acordo com a Figura 3 o qual ilusta os mecanismos de solidificação dos aços inoxidaveis, sendo eles: modo ferrita A (L→ L+δ → δ), modo ferrita – austenita B (L → L+δ → L + δ + γ → γ + δ), modo austenita – ferrita C (L→ L+ γ → L + γ + δ → γ + δ) e modo de austenita D (L → L + γ → γ). A diferença entre os modos de solidificação estão ilustrados na Figura 4 (PLAUT et al. 2007).. Figura 3 - Diagrama de solidificação de aços inoxidáveis (PLAUT et al. 2007). A microestrutura da zona de fusão nos aços inoxidáveis austeníticos depende do comportamento de solidificação da liga. Os aços inoxidáveis podem solidificar como austenita ou ferrita, dependendo da composição da liga. Algumas transformações também podem ocorrer durante o resfriamento, esse processo é muito importante para ligas que contenha ferrita, pois esta após o resfriamento se transformará em austenita (LIPPOLD; KOTECKI, 2005). O processo de solidificação dos aços inoxidáveis austeníticos é objeto de estudo de muitas pesquisas devido as consequências deste sob a liga. A taxa de resfriamento e composição são consideradas primordial para a sequência de solidificação que afeta diretamente as características microestrutural. Aços inoxidáveis soldados de mesma composição podem solidificar na sequência de ferrita δ primaria ou austenita primaria, de modo.

(37) 37. que a variável que irá influenciar na característica microestrutural será a taxa de resfriamento, a Figura 4 exemplifica o efeito dos modos de solidificação AF e FA na microestrutura (FU et al. 2008).. Modo AF. Modo FA. Figura 4 – MO Diferença entre os modos de solidificação AF e FA (FU et al. 2008). A solidificação dos aços inoxidáveis austeníticos soldados ocorre de acordo com o modo B do diagrama acima ou seja, modo ferrita δ primaria e austenita secundaria (L → L+δ → L + δ + γ → γ + δ) também conhecido como modo FA em algumas literaturas (INOUE e KOSEKI, 2007).. Direção da solidificação. Líquido. Ferrita interdendrítica. austenita Ferrita. Líquido. Ferrita vermicular. Ferrita “lathy”. Figura 5 - Modos de solidificação de aços inoxidáveis austeníticos: (a) austenita primaria com ferrita interdendrítica; (b) reação peritética; (c) transformação da ferrita primaria em austenita mais ferrita abaixo da temperatura solidus.

(38) 38. Na solidificação modo FA primeira fase a se solidificar é a ferrita na forma de dendritas. A austenita se forma subsequentemente na interface ferrita/líquido, por meio de uma reação peritética ou reação eutética. A formação da austenita ocorre entre os braços de dendritas primarias de ferrita como ilustra a Figura 6 - Mudança microestrutural durante a solidificação de metal de solda (PADILHA; GUEDES, 1994).. Direção do crescimento. Figura 6 - Mudança microestrutural durante a solidificação de metal de solda (INOUE e KOSEKI 2007). 1.4.1.2 Aços inoxidáveis duplex Desenvolvidos em 1920, são compostos pelo sistema (Fe – Cr - Ni - Mn) e apresentam mínimo de 20 % de Cr e baixo Ni. Os aços inoxidáveis duplex são caracterizados por apresentar microestrutura austenítica e ferrítica consequência do equilíbrio entre os elementos estabilizadores da austenita (Ni, Mn, N, Cu e C) e os elementos estabilizadores da ferrita (Cr, Mo, e Si) (MCGUIRE 2008). Devido ao alto teor de Cr são considerados excelente quanto a resistência á corrosão fadiga e corrosão em frestas, o baixo teor de Ni o torna mais econômico que os aços inoxidáveis austeníticos. A condição de alta resistência á corrosão é modificada quando estas ligas se encontram em altas temperaturas quando ocorre a precipitação de fases de fragilização (CHAWLA; GUPTA, 1993) As ligas de aço inoxidáveis duplex apresentam vantagens se comparado com as ligas austeníticas em termos de resistência a corrosão em meios contendo ácido sulfúrico, ácido clorídrico, hidróxido de sódio, ácido fosfórico e ácidos orgânicos (MCGUIRE 2008)..

(39) 39. Os aços inoxidaveis duplex são empregados na industria química em trocadores de calor, na industria de óleo e gás, na alimentação de aquecedores de água, em vasos de pressão, tanques, válvulas, tubulações em plataformas de petróleo e tubulações de cervejarias (SEDRIKS, 1996). 2.1.1.2 Aços inoxidáveis ferríticos Os aços inoxidáveis ferríticos são ligas Fe-Cr, contendo baixo Cr de (10,5 a 12,5 wt%) e baixo carbono (0,08 a 0,12 wt%), com estrutura CCC e baixo custo se comparado com os inoxidáveis austeníticos. As ligas de aços inoxidáveis ferríticos são resistentes a corrosão sob tensão, corrosão por pite e corrosão em frestas, neste último exceto em meios contendo cloreto (LIPPOLD; KOTECKI, 2005), (ASM METALS HANDBOOK VOL 3, ALLOY PHASE DIAGRAM, 2000). São ferro magnéticos e apresentam limite de elasticidade alto e baixa ductilidade. Os inoxidáveis ferríticos exibem transição de comportamento entre dúctil e frágil em uma faixa de temperatura estreita. O Mo é adicionado com o intuído de melhorar a resistência á corrosão, enquanto ligas contendo Ni e Ti melhoram a soldabilidade (ASM INTERNATIONAL – STAINLESS STEELS, 2000). 2.1.1.1 Aços inoxidáveis martensíticos Os aços inoxidáveis martensíticos são ligas pertencentes ao sistema ternário FeC-Cr, com teor de Cr de 11,5 % a 18 %. Apresenta estrutura cristalina cubica de corpo centrado. Em elevadas temperaturas apresenta microestrutura austenitica e a baixas temperaturas martensíticas, são magnéticos e caracterizados por ser endurecidos por tratamento térmico a AISI classifica estes aços como sendo da série 400 (SEDRIKS, 1996). Nos aços inoxidáveis martensíticos a resistência a corrosão está associada aos teores de C e Cr. Para isso deve haver um equilíbrio entre estes teores, pois O Cr combinado com o C forma carbonetos que empobrece a matriz em Cr, elemento fundamental para a formação da camada passiva, assim como a diminuição do teor de C influencia na temperabilidade responsável pela obtenção da martensíta. Dessa forma sendo o Cr o elemento responsável pela formação da camada passiva, o aumento do teor de Cr que é estabilizador da ferrita limita aos aços inoxidáveis martensíticos a resistência a corrosão (PANOSSIAN; ALMEIDA, NEUSVALDO LIRA DE; OHBA, 1993a)..

(40) 40. Selecionados quando requer combinação de alta resistência mecânica e moderada resistência a corrosão. Os aços inoxidáveis martensíticos são empregados na fabricação de turbinas que trabalham a temperaturas relativamente baixas, fechaduras de canla de água doce e tubulações e válvulas para a indústria petroquímica (LIPPOLD; KOTECKI, 2005).

(41) 41. 1.4.1.3 Ferrita delta (δ) A ferrita δ é uma fase rica em Cr, elementos estabilizadores da ferrita e elementos estabilizadores da austenita. Apresenta estrutura CCC e é magnética. Sua presença resulta na fragilização dos aços inoxidáveis quando expostos á altas temperaturas, diminuindo a resistência á corrosão por pite. Melhora a resistência á sensitização, corrosão sob tensão e corrosão em frestas, quando encontrada em quantidades significativas nos grãos de ferrita. Porém quando na forma continua nos contornos de grão diminuiu a resistência a sensitização. Devido a esses fatores passaram a introduzir Ni nos aços inoxidáveis austeníticos, com o intuito de evitar a presença de grandes quantidades de ferrita delta (SEDRIKS, 1996) (LIPPOLD; KOTECKI, 2005). A formação da ferrita δ está associada a solidificação do MB e MS. Outros fatores considerados relevantes para a formação da ferrita δ são temperatura, taxa de resfriamento e composição química. Em ligas de baixo carbono no MS pode ser encontrada em temperaturas inferiores a 1400 ˚C (WEGRZYN, 1992).. Figura 7 - Diagrama de Shaefler - Delong apresentas as fases de solidificação dos aços inoxidáveis em função da composição.

(42) 42. 1.5. CORROSÃO A corrosão é avaliada como um ataque gradativo e continuo de um metal por. parte do meio, que podem ser atmosférico, químico, líquido ou gasoso. É causada pela interação físico-quimica entre o material e o seu meio, que ocasiona mudança progressiva do metal num composto ou em alguns compostos químicos, geralmente óxidos ou sais. A velocidade do ataque e sua dimensão dependem do tipo de liga metálica e da natureza do meio. O resultado da corrosão pode ocasionar perda de propriedades mecânicas (CHIAVERINI, 1996). A seleção da classe de aços inoxidáveis para aplicação específica, envolve muitos fatores, porém o fator inicial é a resistência quanto a corrosão. Os aços inoxidáveis são selecionados quando há a necessidade de se trabalhar em ambientes agressivos, isto porque essa classe de materiais é caracterizada por apresenta boa resistência á corrosão. Esta resistência depende da combinação química da composição do aço inoxidável e da agressividade do ambiente. A resistência á corrosão dos aços inoxidáveis é atribuída a uma fina camada passiva que se forma espontaneamente sobre a superfície do aço inoxidável, quando o teor mínimo de Cr deste seja 10,5% (OUTOKUMPU, 2013). Devido ao grande desempenho em ambientes agressivos, os aços inoxidáveis austeníticos são susceptíveis a vários tipos de corrosão, tais como corrosão uniforme, corrosão por pites, corrosão intergranular, corrosão risco de faca, corrosão sob tensão, corrosão em frestas e corrosão-cavitação (PADILHA; RIOS, 2002) (LU et al., 2005). 1.5.1. Tipos de Corrosão. 1.5.1.1 Corrosão uniforme A corrosão uniforme é a forma mais comum de corrosão por ser caracterizada pelo ataque generalizado da corrosão por toda superfície resultando na diminuição da espessura da liga. (PANOSSIAN; ALMEIDA, NEUSVALDO LIRA DE; OHBA, 1993b). Deste modo, a corrosão uniforme é simples identificar, sendo perceptível a olho nu, assim dentre os tipos de corrosão a uniforme apresenta menos problema para identificação. O monitoramento torna-se mais complicado em locais de difícil acesso como em tubos aterrados (ROBERGE, 2008)..