MINISTÉRIO DA DEFESA EXÉRCITO BRASILEIRO DEPARTAMENTO DE CIÊNCIA E TECNOLOGIA INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA

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1 MINISTÉRIO DA DEFESA EXÉRCITO BRASILEIRO DEPARTAMENTO DE CIÊNCIA E TECNOLOGIA INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA (Real Academia De Artilharia, Fortificação E Desenho ) AVALIAÇÃO MICROESTRUTURAL DE JUNTAS SOLDADAS DE AÇO INOXIDÁVEL SUPERDUPLEX 1 Ten Tamara Indrusiak Silva Rio de Janeiro 2013

2 MINISTÉRIO DA DEFESA EXÉRCITO BRASILEIRO DEPARTAMENTO DE CIÊNCIA E TECNOLOGIA INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA (Real Academia De Artilharia, Fortificação E Desenho ) AVALIAÇÃO MICROESTRUTURAL DE JUNTAS SOLDADAS DE AÇO INOXIDÁVEL SUPERDUPLEX ENGENHARIA DE MATERIAIS Relatório Final de Projeto de Fim de Curso - IME Orientador: Fabio Pereira Alves c2013 2

3 INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA Praça General Tibúrcio, 80 Praia Vermelha Rio de Janeiro - RJ CEP: Este exemplar é de propriedade do Instituto Militar de Engenharia, que poderá incluí-lo em base de dados, armazenar em computador, microfilmar ou adotar qualquer forma de arquivamento. É permitida a menção, reprodução parcial ou integral e a transmissão entre bibliotecas deste trabalho, sem modificação de seu texto, em qualquer meio que esteja ou venha a ser fixado, para pesquisa acadêmica, comentários e citações, desde que sem finalidade comercial e que seja feita a referência bibliográfica completa. Os conceitos expressos neste trabalho são de responsabilidade dos autores e do orientador Silva, Tamara Indrusiak 5586a Avaliação Microestrutural de juntas soldadas de aço inoxidável /Tamara Indrusiak Silva; orientado por Fabio Pereira Alves. - Rio de Janeiro: Instituto Militar de Engenharia, p.: il. Projeto de Fim de Curso - Instituto Militar de Engenharia Rio de Janeiro, Engenharia de Materiais. 2. Caracterização Microestrutural. 3. Aço Inoxidável Superduplex. 4. Corrosão por pite. 5. Fases deletérias. I. Tamara Indrusiak Silva. II. Alves, Fabio Pereira. III. Título. IV. Instituto Militar de Engenharia. CDD

4 INSTITUTO MILITAR DE ENGENHARIA 1º TEN TAMARA INDRUSIAK SILVA AVALIAÇÃO MICROESTRUTURAL DE JUNTAS SOLDADAS DE AÇO INOXIDÁVEL SUPERDUPLEX Projeto de Fim de Curso apresentado ao Curso de Graduação do Instituto Militar de Engenharia, como requisito parcial para obtenção do título de Graduado em Engenharia de Materiais. Orientador: Fabio Pereira Alves M.Sc. Aprovada em 14 de novembro de 2013 pela seguinte Banca Examinadora: Cap Fabio Pereira Alves M.Sc. Prof.ª Leila Rosa de Oliveira Cruz D.C. Maj Wagner Anacleto Pinheiro D.C. Prof. Paulo Cesar Dahia Ducos D.C. Rio de janeiro

5 RESUMO Os aços inoxidáveis superduplex (AISD) são muito utilizados por diversos segmentos da indústria offshore devido excelente resistência à corrosão combinada com boa resistência mecânica. No caso do emprego em tubulações, a soldagem é muito utilizada na união desses tubos em que muitas vezes com a realização de múltiplos passes de solda. Esses passes múltiplos, por terem sucessivos reaquecimentos devido ao passe posterior, podem causar mudanças microestruturais e levar ao surgimento de fases deletérias ou mesmo ao desequilíbrio entre as fases ferrita e austenita, situações que comprometeriam a resistência à corrosão. Assim, este trabalho a avaliou a queda da resistência à corrosão de juntas soldadas de AISD pelo processo GTAW orbital em corpos de provas (CP) com juntas de aporte térmicos 1,5 KJ/mm. Então, os CP foram submetidos a metalografia e em seguida as juntas foram caracterizadas por difração de raios X, microscopia ótica e eletrônica de varredura com a finalidade de justificar as possíveis causas do resultados de ensaio de corrosão ao qual foi submetido. Verificou-se que as regiões que mais sofreram com a corrosão por pite foram a dos passes de enchimento e a dos passes de acabamento, isso ocorreu devido ao intenso reaquecimento destas regiões pelos passes posteriores, ocasionando um desequilíbrio de fases, com a presença predominante de austenita secundária intragranular e evidências de nitretos de cromo. A difração de raios X confirmou algumas das constatações obtidas por microscopia ótica e de varredura. Conclui-se a precipitação dos nitretos de cromo e austenita secundária intragranular, devido aos intensos reaquecimentos, promoveram a queda da resistência à corrosão ocasionando elevado número de pites nas regiões de passes de enchimento da junta soldada. Palavras-chave: caracterização microestrutural, aço inoxidável superduplex, corrosão por pite, fases deletérias. 5

6 ABSTRACT Super duplex stainless steels (SDSS) are widely used in many segments offshore industry due to excellent combination of corrosion resistance and good mechanical strength. When used in pipes, welding is used in the union of these tubes that often conducting multiple weld passes. These multiple passes induce successive reheating and may cause microstructural changes that probably appear secondary phase or instability phases between the ferrite and austenite so that provoke the falling corrosion resistance. This study evaluated the falling corrosion resistance in SDSS of orbital GTAW welded joint in specimens that welded with heat input 1.5 KJ / mm. Then specimens were put under metallography and the welded joints were characterized by X-ray diffraction, optical microscopy and scanning electron microscopy so that to justify the possible causes of corrosion test to which it was submitted. It was found the regions that have more pitting corrosion were filler and finish passes. It s happen because of intense reheating these regions by subsequent passes, causing instability phases, with predominant presence secondary austenite and evidences of chromium nitrides. The X-ray diffraction confirmed some of the findings obtained by optical microscopy and scanning electron microscopy. We conclude the precipitation of chromium nitrides and intragranular secondary austenite promoted the falling corrosion resistance causing by high number of pits in the regions of filler passes. Keywords: microstructural characterization, super duplex stainless steel, corrosion, secondary phases. 6

7 SUMÁRIO 1. INTRODUÇÃO OBJETIVO REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS AÇO INOX DUPLEX E SUPERDUPLEX METALURGIA FÍSICA PRECIPITAÇÃO DE FASES SECUNDÁRIAS FASE SIGMA (σ) FASE CHI (χ) FASE α CARBONETOS E NITRETOS DE CROMO AUSTENITA SECUNDÁRIA (γ 2 ) METALURGIA DA SOLDAGEM DO AISD MORFOLOGIAS DA AUSTENITA ZONA TERMICAMENTE AFETADA (ZTA) ZONA FUNDIDA RESISTÊNCIA À CORROSÃO CORROSÃO SOB TENSÃO CORROSÃO POR PITE MATERIAIS E MÉTODOS MATERIAIS MÉTODOS CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL MICROSCOPIA ÓTICA MICROSCOPIA ELETRÔNICA DE VARREDUDA

8 DIFRAÇÃO DE RAIOS X DISCUSSÃO E RESULTADOS CARACTERIZAÇÃO DO METAL DE BASE CARACTERIZAÇÃO DA JUNTA SOLDADA METAL DE SOLDA REGIÃO A REGIÃO B REGIÃO C e D REGIÃO E DIFRAÇÃO DE RAIOS X CONCLUSÃO REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS

9 LISTA DE FIGURAS Figura 1-Micrografia do material de base de um aço inoxidável superduplex,no estado como-recebido (direção de laminação), com fases austenita (cor clara) e ferrita (cor escura).ataque Behara.100x (ALVES, 2011) Figura 2- Diagrama pseudo-binário do aço inoxidável duplex (LIPPOLD, 2005) Figura 3- Diagrama de fases pseudo-binário realizado no Termocalc de um aço inoxidável superduplex (LONDOÑO, 2001) Figura 4- Diagrama TTT esquemático para a precipitação de fases secundárias Figura 5- Influência do teor de fase sigma na tenacidade ao impacto do aço AISD SAF 2507 (NILSSON, 1993) Figura 6- Morfologia da fase sigma em virtude da temperatura de transformação: a)950 C, b)850 C e c)750 C (POHL, 2007) Figura 7- Representação esquemática da fase Chi em AID (ESCRIBA, 2009) Figura 8- Efeito do ensaio de corrosão galvânica quando o aço AID foi submetido ao tratamento de: (a) recozimento; (b) envelhecimento a 475 C (PARK, 2002) Figura 9-Precipitação de nitretos de cromo na interface α/ γ: a) MO e b) MEV (LONDOÑO, 2001) Figura 10- Camada de γ 2 ao redor de placas laterais de Widmanstätten de γ 1 do aço AID UNS S32205 reaquecido a 1000 C por 1 s (LONDOÑO, 2001 apud ALVES, 2011) Figura 11- Precipitação de γ 2 intragranular a partir de uma inclusão rica em O, Al, Mg e Ce do aço AISD UNS S32760 (LONDOÑO, 2001 apud ALVES, 2011) Figura 12- Diagrama esquemático mostrando a precipitação cooperativa Cr 2 N e γ 2 a partir da interface α/γ seguida da dissolução do Cr 2 N(LONDOÑO, 2001 apud ALVES, 2011) Figura 13- Sistema de classificação morfológica proposto por DUBÉ e AAROSON. (a) alotriomórfica; (b) placas laterais de Widmanstätten; (c) Widmanstätten serrilhadas; (d) idiomórficas; (e) Widmanstätten intragranulares (PARK, 2002; COLPAERT, 2008) Figura 14-Microestrutura do metal de solda de um AID SAF 2205 apresentando austenita secundária de Widmanstätten e de contorno de grão (GBA grain boun-dary allotriomorphic austenite) (WANG, 2006) Figura 15-Microestrutura do metal de solda de um AID SAF 2205 apresentando austenita secundária intragranular (IGA) (WANG, 2006)

10 Figura 16- Esquema de repartição térmica relacionando ao diagrama de fases pseudo-binário dos AID (ALVES, 2011) Figura 17- Região que sofreu influência da sobreposição de passes na zona termicamente afetada da junta soldada com aporte térmico de 1,5 kj/mm. Microscopia ótica, ataque eletrolítico 40% KOH. Aumento 100x (ALVES, 2011) Figura 18- Austenita de contorno de grão na matriz ferrítca (LIPPOLD, 2005) Figura 19- Microestrutura do metal de solda do passe de enchimento em junta soldada de AISD SAF 2507 (PARANHOS, 2010) Figura 20- Microestrutura do metal de solda revelando a presença de austenita intragranular no passe de acabamento (ALVES, 2011) Figura 21- Ciclos térmicos de soldagem na ZTA: a) ZTA de alta temperatura e b) ZTA de baixa temperatura (LIPPOLD, 2005) Figura 22- Região típica do metal de solda, ataque KOH, 200x. Micrografia: a)bruta de fusão e b) reaquecida (ALVES, 2011) Figura 23- Resistência à corrosão sob tensão (CST) em 1000 horas de ensaio, com tensão aplicada igual ao limite de escoamento (NILSSON, 1992) Figura 24-Morfologia dos pites após tratamento térmico de solubilização de duas horas nas temperaturas: a) 1050 C; b) 1080 C; c) 1100 C; d) 1200 C (TAN, 2009) Figura 25-PREN de cada fase e CPT em função da temperatura de solubilização (TAN, 2009) Figura 26 - Junta soldada do aço SAF 2507(RAMOS, 2012) Figura 27- Região em destaque da junta soldada varrida pelo feixe de raios X (RAMOS, 2012) Figura 28- Micrografia do AISD UNS S32750 da região do metal de base revelando a estrutura lamelar de ferrita (fase escura) e austenita (fase clara). Microscopia ótica, ataque sucessivo de ácido oxálico e 40% NaOH, aumento 100x Figura 29- Difratograma do AISD UNS S32750 da região do metal de base Figura 30-Modelo esquemático das regiões avaliadas (RAMOS, 2012) Figura 31- Comparação entre a espessura dos passes na altura da região B (a) e (b) Esquema de cores para superposição de pites de todas as amostras da junta AP15 ensaiadas. (c) Esquema em tons de cinza para verificação dos graus de incidência dos pites verificados (RAMOS, 2012) Figura 32- Micrografia obtida por microscopia ótica da junta soldada do passe de raiz com AP15 (região A). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento: a)100x b)200x

11 Figura 33- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15 (região A). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento: a)200x b)800x Figura 34- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15 (região A). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento: a)3000x b)6000x Figura 35- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15 (região A) utilizando detector retroepalhados. Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento 3000X Figura 36- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15 (região A). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento 1600X Figura 37 Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15 (região A) utilizando detector retroepalhados. Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento 1600X Figura 38- Micrografia obtida por microscopia ótica da junta soldada do passe de raiz com AP15 (região B). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento: a)100x b)200x Figura 39-Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15 (região B). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento: a)200x b)800x Figura 40- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15 (região B). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento1600X Figura 41- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15 (região B). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento 1600X Figura 42- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15 (região B). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento: a) 3000X e b)6000x Figura 43- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15 (região B), cujas regiões destacadas foram analisadas por EDS. Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento 4290x

12 Figura 44- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15 (região B). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento: a) 3000X e b) Figura 45- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15 (região B). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento 24000X Figura 46-Esquematização da região analisada por EDS e seus possíveis elementos químicos presentes na área analisada. de composição química Figura 47-Difratograma dos elementos químicos obtidos pela análise de EDS Figura 48- Micrografia obtida por microscopia ótica da junta soldada do passe de raiz com AP15. Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento 200X: a)região C e b)região D Figura 49- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15 em uma região que foi completamente solubilizada. Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento 1600X: a)região C e b)região D Figura 50- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15 em uma região que foi parcialmente solubilizada. Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento 800X: a)região C e b)região D Figura 51- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15. Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento 400X: a)região C e b)região D Figura 52- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15. Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento 3000X: a)região C e b)região D Figura 53-Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de raiz com AP15. Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento 3000X: a)região C e b)região D Figura 54- Micrografia obtida por microscopia ótica da junta soldada do passe de acabamento com AP15 (região E). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento: a)100x b)200x Figura 55- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de acabamento com AP15 (região E). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento 200X

13 Figura 56- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de acabamento com AP15 (região E). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento1600X Figura 57- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de acabamento com AP15 (região E). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento: 6000X Figura 58-Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de acabamento com AP15 (região E). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. %. Aumento 800X, com detector: a)etd b)elétrons retroespalhados Figura 59- Micrografia obtida por microscopia eletrônica de varredura da junta soldada do passe de acabamento com AP15 (região E). Ataque eletrolítico combinado com NaOH 20% e Ácido Oxálico 10%. Aumento 6000X com detector a)etd b)elétrons retroespalhados Figura 60-Difratograma da região do metal de solda da junta soldada com aporte térmico de 1,5 kj/mm 78 Figura 61- Difratograma de Análise quantitativa pelo método de Rietveld da região do metal de solda da junta soldada com aporte térmico de 1,5 kj/mm

14 LISTA DE TABELAS Tabela 1- Fases observadas no aço AISD (LONDOÑO, 2001) Tabela 2- Tabela com valores de PREN de diversos tipos de aços (ALVES, 2011) Tabela 3- Composição química do SAF 2507 conforme o fabricante SANDVIK Tabela 4- Composição química do metal de adição AWS A5.9 ER2553 (Sandvik L) Tabela 5- Composição química das regiões analisadas por EDS Tabela 6- Fases indexadas da difração de raios X da junta soldada com AP

15 LISTA DE SÍMBOLOS α Ferrita α Ferrita rica em Cr δ Ferrita delta γ Austenita γ 2 Austenita secundária χ Fase chi σ Fase sigma 15

16 LISTA DE ABREVIATURAS AID Aço Inoxidável Duplex AISD Aço Inoxidável Superduplex ASME - American Society for Mechanical Engineering ASTM - American Society for Testing and Materials CP Corpo de Prova CPT Temperatura Crítica de Pite CST Corrosão Sob Tensão EDS - Espectroscopia por Dispersão de Energia (Energy Dispersive Spectroscopy ) GBA -Austenita Alotriomófica (Grain boundary allotriomorphic austenite) GTAW - Gas Tungsten Arc Welding IGA - Austenita Intragranular (Intragranular Austenite) MET Microscopia Eletrônica de Transmissão MEV Microscopia Eletrônica de Varredura MO Microscopia Ótica NORSOK - Norsok Sokkels Konkuranseposisjon MS - Metal de Solda PREN Pitting Resistance Equivalent Number UNS Unified Numbering System ZF Zona Fundida ZTA Zona Termicamente Afetada ZTATE Zona Termicamente Afetada de elevada temperatura ZTATB Zona Termicamente Afetada de baixa temperatura 16

17 1. INTRODUÇÃO Os aços inoxidáveis tradicionais apresentam elevada resistência à corrosão e boas propriedades mecânicas em altas temperaturas. Eles são classificados como austeníticos, ferrítcos e martensíticos. Entretanto, não apresentam combinação adequada de resistência mecânica e a corrosão por pite necessária em aplicações principalmente em áreas com alto teor de salinidades, como em equipamento de indústria offshore. Com esse problema, desenvolveu-se um novo tipo de aço inoxidável denominada duplex ou superduplex, que consegue juntar eficientemente essas propriedades (SOLOMON, 1984). Os aços inoxidáveis duplex (AID) começaram a ser estudados na década de 30 e obtiveram certa importância na década de 40, mas foi em meados de 1970 que eles começaram de fato a ser desenvolvidos e explorados, após inúmeras modificações que sofreram desde composição química até em técnicas de utilização (GUNN, 2003). Eles possuem uma excelente resistência à corrosão combinada com boa resistência mecânica. Essas duas propriedades combinadas têm impulsionado o uso cada vez mais em ambientes altamente agressivos. Com o interesse de melhorar a resistência à corrosão, as ligas mais recentemente introduzidas no mercado denominado aços inoxidáveis superduplex (AISD) possuem maior quantidade de elementos de liga (SOLOMON, 1984). A maior parte da aplicação desses aços na indústria envolve o processo de soldagem. Essa etapa deve ser executada corretamente, caso ela não seja, pode ocorrer transformações metalúrgicas indesejáveis perdendo suas propriedades principais, com isso não podendo ser vantajoso o uso em relação aos inoxidáveis tradicionais. Além disso, a avaliação da resistência à corrosão nessas juntas tem sido de grande importância pela comunidade científica e produtores de aço. Essa avaliação facilitará controle eficaz dos parâmetros de soldagem permitindo que maximize as propriedades mecânicas e a resistência à corrosão desses aços (ALVES, 2011). 17

18 1.1 OBJETIVO Esse trabalho tem como objetivo caracterizar a microestrutura de juntas de AISD soldadas pelo processo GTAW orbital e submetidas ao ensaio de corrosão para determinação da temperatura crítica de pite. Além disso, relacionar os resultados obtidos no ensaio de corrosão com a microestrutura por microscopia ótica, microscopia eletrônica de varredura e difração de raios x. 2. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS 2.1. AÇO INOX DUPLEX E SUPERDUPLEX Os aços inoxidáveis duplex (AID) e superduplex (AISD) são ligas que apresentam microestrutura bifásica composta por aproximadamente quantidades iguais de ferrita e austenita em temperatura ambiente, sendo que a NORSOK admite percentual de ferrita de 30 a 70% de, e não podendo exceder mais que 0,5% de fases deletérias. Essa microestrutura confere uma excelente resistência à corrosão combinada com boa resistência mecânica em ambientes altamente agressivos. Para obtenção de uma microestrutura das fases austenita e ferrita em proporções aproximadamente iguais, como mostra a figura 1, deve-se obter um balanceamento entre os elementos de liga estabilizadores de γ (Ni, C e N), e os estabilizadores da α (Cr, Mo e Si) e de tratamento termomecânico adequado, usualmente realizado em temperaturas entre 1000 e 1250 C, seguido de um resfriamento rápido (SOLOMON, 1984). Os AISD foram desenvolvidos devido a setores que exigem alta pressão e alta temperatura e exposição extrema a ambientes corrosivos. Eles são considerados como um subgrupo do AID, em que a diferença é maior teor de Cr e N, que melhora a resistência mecânica e à corrosão. Entretanto, apesar de apresentarem essa combinação de excelentes propriedades, o uso do aço AISD é limitado pela temperatura, nem em alta (acima de 250 C), já que podem precipitar fases que fragilizam a ferrita; e nem em baixa (abaixo de -50 C) em virtude da ferrita absorver pouca energia(alves, 2011). 18

19 Figura 1-Micrografia do material de base de um aço inoxidável superduplex,no estado comorecebido (direção de laminação), com fases austenita (cor clara) e ferrita (cor escura).ataque Behara.100x (ALVES, 2011) METALURGIA FÍSICA Os AID e AISD são baseados nos sistema Fe-Cr-Ni-N, em que a composição química possui de 20 a 30% de Cr e 6 a 10% de Ni, com teores muito baixos de carbono (menores de 0,03%) (LIPPOLD, 2005) com adições de nitrogênio, molibdênio, tungstênio e cobre (SOLOMON, 1984, apud ALVES, 2011). Sabe-se que os AID e AISD solidificam a partir da ferrita, como mostrado na figura 2 que é um diagrama pseudo-binário de um aço AID. À medida que se realiza o resfriamento, a austenita nucleia nos contornos de grão da ferrita e cresce abaixo da linha solvus da ferrita. As demais transformações ocorrem controlando a composição química, através dos estabilizadores da ferrita (Cr, Mo e W) e austenita (Ni, C, N e Cu), e a taxa de resfriamento seja o suficiente para obter no final uma microestrutura bifásica, como mostra a região sombreada do diagrama, em que a relação Cr eq /Ni eq entre 2,25 e 3,5 (LIPPOLD, 2005). Esses parâmetros de Cr eq e Ni eq são definidos como: 19

20 Cr eq = %Cr + %Mo + 1.5(%Si) (1) Ni eq = %Ni + 0.5(%Mn) + 30(%C ) + 25(%N ) (2) Figura 2- Diagrama pseudo-binário do aço inoxidável duplex (LIPPOLD, 2005). Normalmente, os materiais como recebido são solubilizados em temperatura de aproximadamente 1150 C, seguida de resfriamento rápido suficiente para manter a microestrutura bifásica 50-50, próxima ao equilíbrio (LIPPOLD, 2005). Entretanto, devido à cinética de precipitação destes aços, há a possibilidade de precipitação de outras fases durante a exposição prolongada a determinadas temperaturas, como mostra a figura 3, um diagrama pseudo-binário realizado por LONDOÑO (2001) mostrando as diversas fases que podem surgir. Isso pode acontecer durante o resfriamento do aço a partir da temperatura em que a microestrutura é homogeneizada ou pelo aquecimento a partir da temperatura ambiente, como acontece durante a soldagem o que pode ocasionar a precipitação de fases secundárias que são suscetíveis a alguma transformação metalúrgica no aço. A precipitação dos AID pode ser divida em dois grupos (LONDOÑO, 2001), como mostra a figura 4: 20

21 Fragilização de baixa temperatura ou fragilização de 475 C: ocorre numa faixa de temperatura de 300 a 500 C. Este tipo de fragilização limita a temperatura máxima de aplicação em serviço dos AID; Fragilização de alta temperatura: ocorre na faixa de temperatura de 600 a 1000 C, onde precipitam diversas fases intermetálicas, tais como σ, χ, R e nitretos de cromo. Figura 3- Diagrama de fases pseudo-binário realizado no Termocalc de um aço inoxidável superduplex (LONDOÑO, 2001). 21

22 Figura 4- Diagrama TTT esquemático para a precipitação de fases secundárias nos AID (CHARLES,1994). As características das fases secundárias estão resumidas na tabela 1. Tabela 1- Fases observadas no aço AISD (LONDOÑO, 2001). 22

23 PRECIPITAÇÃO DE FASES SECUNDÁRIAS FASE SIGMA (σ) Sabe-se que a fase sigma possui a maior fração volumétrica dentre as fases secundárias precipitadas e essa situação é acentuada nos AISD devido ao maior teor de Cr e Mo em relação ao AID, apresentando uma curva de cinética de transformação em "C" (NILSSON, 1992). A faixa de temperatura de precipitação da fase sigma ocorre entre de 600 a 1000 C, em que a ferrita se decompõe através de uma reação eutetoíde, formando σ e austenita secundária. Isso ocorre devido a concentração da fase sigma é aumentada enquanto de ferrita diminui, já que os elementos formadores da fase intermetálica (Cr e Mo) são rejeitados da ferrita, provocando o empobrecimento desses elementos e a relação Cr eq /Ni eq diminui, favorecendo a transformação para austenita secundária (MARTINS,2005). Essa fase sigma é a mais deletéria, porque possui teores mais elevados de cromo e molibdênio, provocando uma depleção nas regiões adjacentes, prejudicando tanto a resistência mecânica como resistência à corrosão do material (POHL, 2007). Isso pode ser ilustrado na figura 5 que mostra a influência do teor de fase sigma na tenacidade ao impacto de um AISD (NILSSON, 1993), observando-se que com apenas 1% da fase sigma, a tenacidade ao impacto cai bruscamente. 23

24 Figura 5- Influência do teor de fase sigma na tenacidade ao impacto do aço AISD SAF 2507 (NILSSON, 1993). POHL e seus colaboradores (2007) estudaram a morfologia da fase sigma e verificaram a sua dependência com o a temperatura de tratamento isotérmico a qual o aço foi submetido, como pode ser mostrado na figura 6 onde podem ser encontradas diferentes morfologias da fase sigma com a respectiva temperatura de tratamento. Eles observaram que em temperaturas entre 850 e 900 C, a transformação ocorre mais rapidamente nessa faixa; já em temperaturas inferiores a 750 C, há uma maior fração da fase sigma, pois a velocidade de difusão é limitada ocasionando numa alta densidade de precipitação; e em temperaturas superiores a 950 C, a fase sigma encontra-se numa forma mais descontínua, já que nessas temperaturas há uma pequena força motriz para a nucleação e alta taxa de difusão. 24

25 Figura 6- Morfologia da fase sigma em virtude da temperatura de transformação: a)950 C, FASE CHI (χ) b)850 C e c)750 C (POHL, 2007). É uma fase intermetálica metaestável que surge ao ser exposta a uma faixa de temperaturas de 400 a 950 C e atua como facilitadora a transformação da fase sigma, como mostra a figura 7, em que é uma esquematização onde há a nucleação nos contornos de grão ferritico e a posterior transformação para fase sigma (NILSSON, 1992). Figura 7- Representação esquemática da fase Chi em AID (ESCRIBA, 2009). 25

26 FASE α A fase α ocorre quando os AID são expostos a temperaturas entre 300 C e 525 C, podendo surgir por dois mecanismos: nucleação e crescimento, quando o teor de cromo na ferrita é baixo; e decomposição espinoidal, quando o teor de cromo nesta mesma fase é alto. A formação desta fase, enriquecida em cromo, tem seu efeito mais pronunciado a 475 C, o que provoca uma diminuição brusca da resistência à corrosão, um aumento da dureza e queda da tenacidade (GUNN, 2003). O efeito dessa fase foi estudado por PARK e seus colaboradores (2002), em que submeteram o aço duplex em um ensaio de corrosão galvânica após ser submetido a dois tipos de tratamento térmico: recozido e envelhecido a 475 C, na qual os dois permaneceram durante 300h, em um ensaio numa solução de HCl a 30 C. Os resultados do ensaio foram obtidos através de microscopia eletrônica de varredura como mostra a figura 8. A figura 8(a) fornece uma corrosão uniforme nas fases ferrita e austenita, quando o aço é submetido a tratamento de recozimento. Já a figura 8 (b) mostra a corrosão localizada na matriz ferrítica devido à presença da α, que surge durante o tratamento de envelhecimento a 475 C. Figura 8- Efeito do ensaio de corrosão galvânica quando o aço AID foi submetido ao tratamento de: (a) recozimento; (b) envelhecimento a 475 C (PARK, 2002). 26

27 CARBONETOS E NITRETOS DE CROMO Os carboneto e nitretos de cromo precipitam por nucleação e crescimento na faixa de temperatura de 600 a 1050 C, seguindo uma curva de cinética em C. A nucleação favorecida pela presença de elementos ferritizantes (NILSSON, 1992), podendo acontecer nas discordâncias, inclusões, contornos de grão (α/α) e interfaces (α/γ), como mostra a figura 9. Os nitretos de cromo também precipitam a partir de um resfriamento rápido do AISD que não seja o suficiente para formar a austenita e difusão do nitrogênio para essa fase ocasionando a forma mais estável desse elemento se precipitar como nitreto. A precipitação dessa fase pode levar à diminuição da resistência à corrosão do aço AID e AISD devido a sua vizinhança estarem empobrecida de Cr, sendo uma região suscetível à corrosão localizada (GENTIL, 2011). Figura 9-Precipitação de nitretos de cromo na interface α/ γ: a) MO e b) MEV (LONDOÑO, 2001) AUSTENITA SECUNDÁRIA (γ 2 ) Os aços inoxidáveis duplex ligeiramente abaixo da temperatura solidus são completamente ferríticos. Durante o resfriamento a partir do campo ferrítico, há transformação parcial em austenita primária (γ 1 ). Caso o resfriamento seja muito rápido, a formação de austenita primária pode ser prejudicada e com isso, é obtida uma microestrutura metaestável com elevados teores de ferrita. Com isso, durante um o reaquecimento devido a um tratamento 27

28 térmico ou processo de soldagem, há o favorecimento da difusão de elementos de liga de forma a possibilitar o crescimento da austenita já existente ou a nucleação de uma nova austenita, denominada austenita secundária (γ 2 ) (LONDOÑO, 2001). Segundo NILSSON (1992), a austenita secundária pode ser de dois tipos distintos. Uma delas é nucleada de uma pré-existente, formando-se da interface α/γ em temperaturas entre 800 e 900 C, como mostra a figura 10. O outro tipo é formado no interior da ferrita, intragranularmente, na forma de finas partículas aciculares, em temperaturas entre 800 e 1000 C, como mostra a figura 11. Figura 10- Camada de γ 2 ao redor de placas laterais de Widmanstätten de γ 1 do aço AID UNS S32205 reaquecido a 1000 C por 1 s (LONDOÑO, 2001 apud ALVES, 2011). 28

29 Figura 11- Precipitação de γ 2 intragranular a partir de uma inclusão rica em O, Al, Mg e Ce do aço AISD UNS S32760 (LONDOÑO, 2001 apud ALVES, 2011). Quando essa austenita secundária é formada no metal de solda, os teores de Cr, Mo e N são menores que austenita previamente existente. Essa austenita pode surgir a partir de um nitreto de cromo existente, na qual nucleia na interface α/γ resultando em menores teores de elementos formadores de ferrita, como cromo e molibdênio. Com isso, há o favorecimento da nucleação e crescimento de γ 2 na interface e o dissolução de nitreto de cromo, já que seu crescimento é dependente dos elementos de cromo e molibdênio. A Figura 12 representa de forma esquemática a precipitação cooperativa entre Cr 2 N e γ 2 a partir da interface α/γ (LONDOÑO, 2001 apud ALVES, 2011). 29

30 Figura 12- Diagrama esquemático mostrando a precipitação cooperativa Cr 2 N e γ 2 a partir da interface α/γ seguida da dissolução do Cr 2 N(LONDOÑO, 2001 apud ALVES, 2011). Além da austenita secundária formada nas interfaces α/γ, pode haver nucleação intragranular de γ 2. Diversos fatores influenciam no surgimento deste tipo de austenita secundária como a presença de sítios de nucleação (nitretos de cromo, inclusões, maclas), ciclos de reaquecimento e velocidade de resfriamento do metal de solda (LONDOÑO, 2001; LIPPOLD, 2005). Normalmente, utiliza-se a descrição das morfologias da austenita a classificação morfológica de DUBÉ e AAROSON para ferrita em aços de baixo carbono, como mostra a figura 13 (PARK, 2002).. 30

31 Figura 13- Sistema de classificação morfológica proposto por DUBÉ e AAROSON. (a) alotriomórfica; (b) placas laterais de Widmanstätten; (c) Widmanstätten serrilhadas; (d) idiomórficas; (e) Widmanstätten intragranulares (PARK, 2002; COLPAERT, 2008). a Alotrimórfica ou contorno de grão: nucleia nos contornos de grão da austenita e cresce preferencialmente ao longo destes contornos; b Placas laterais de Widmanstätten: têm um formato de placas ou agulhas bastante finas, as quais crescem dentro da austenita, a partir dos contornos de grão da austenita ou da ferrita alotriomórfica de contorno de grão. Estas placas têm uma orientação preferencial é do tipo Kurdjumov-Sachs (K-S); c- Widmanstätten serrilhadas: São partículas de ferrita de formato triangular, em forma de dente de serra as quais crescem a partir dos contornos de grão da austenita ou das ferritas alotrimórficas de contorno de grão; d- Idiomórficas: Partículas de formato aproximadamente eqüiaxial precipitadas no interior dos grãos de austenita ou nos contornos de grão; e Widmanstätten intergranulares: podem ser placas ou agulhas formadas no interior dos grãos de austenita. A sua precipitação é favorecida por grandes tamanhos de grão austeníticos, baixas temperaturas de transformação e baixos teores de carbono. Similarmente às outras 31

32 estruturas do tipo Widmanstätten, apresentam orientação preferencial e relação de orientação com a austenita; Em relação às morfologias da γ 2 nos AID, nem todas foram encontradas. As morfologias usualmente encontradas são alotriomórfica de contorno de grão, placas laterais de Widmanstätten e Widmanstätten intragranulares (LONDOÑO, 2001; PARK, 2002; COLPAERT, 2008) Geralmente, a precipitação de austenita secundária com teores menores de Cr, Mo e N influencia na redução da resistência a corrosão localizada. Entretanto, devido a boa tenacidade da austenita, estudos elaborados por WANG e seus colaboradores (2006) revelaram que a presença de determinadas morfologias de γ 2 favorecem à melhor homogeneidade das propriedades mecânicas da junta soldada. Essas diferentes morfologias são obtidas através de determinadas condições de processamento. Os melhores resultados foram obtidos para a γ 2 intragranular (IGA intragranular austenite ) na ferrita e para a γ 2 de Widmanstätten (W Widmannstätten austenite), como mostra, a microestrutura do metal de uma aço AID nas figura 14 e 15. Figura 14-Microestrutura do metal de solda de um AID SAF 2205 apresentando austenita secundária de Widmanstätten e de contorno de grão (GBA grain boun-dary allotriomorphic austenite) (WANG, 2006). 32

33 Figura 15-Microestrutura do metal de solda de um AID SAF 2205 apresentando austenita secundária intragranular (IGA) (WANG, 2006) METALURGIA DA SOLDAGEM DO AISD Como foi visto, o AISD apresenta suas vantagens por apresentar a microestrutura bifásica, mas quando ele é submetido a processo de soldagem pode ocasionar transformações metalúrgicas que cause desbalanceamento e o surgimento de fases deletérias de alta e baixa temperatura (LONDOÑO, 2001). Por isso, deve-se conjugar o conhecimento de metalurgia física e os parâmetros de soldagem para que não causem alterações microestruturais prejudiciais (ALVES, 2011). Dessa forma, o aporte térmico a ser utilizado deve promover o balanço entre ferrita e austenita tanto na ZTA quanto no metal de solda. Com isso, normalmente é empregado aporte térmico dentro da faixa de 0,5 a 1,5 kj/mm para os AID e de 0,2 a 1,5 kj/mm para os AISD (ALVES, 2011). A figura 16 relaciona o gráfico de repartição térmica com diagrama pseudo-binário, mostrando que a microestrututa é alterada da zona fundida (ZF) até a zona termicamente afetada (ZTA). E para ilustrar essa alteração que ocorre nos aços AID e AISD, a figura 17 mostra uma região que sofreu influência da sobreposição de passes na a ZTA (ALVES, 2011) com determinado aporte térmico. 33

34 Esse controle das transformações depende também além do aporte térmico, temperatura interpasse e condições de resfriamento devem ser o suficiente para obter a microestrutura bifásica e evitar as precipitações de fases deletérias. Com isso, utilizando os seguintes aportes térmicos pode ocasionar: - Aporte térmico baixo: ocasiona em um resfriamento rápido, dificultando a transformação da austenita e gera uma proporção elevada de ferrita, o que acarreta a precipitação de nitretos de cromo intragranularmente, pois o nitrogênio não consegue se difundir para austenita e nem consegue ficar em solução sólida na ferrita; - Aporte térmico elevado: resolvem o problema do resfriamento rápido, promovendo a precipitação da fase austenitica, mas favorece a formação de fases intermetálicas e o crescimento de grão (ALVES, 2011). Figura 16- Esquema de repartição térmica relacionando ao diagrama de fases pseudo-binário dos AID (ALVES, 2011). 34

35 Figura 17- Região que sofreu influência da sobreposição de passes na zona termicamente afetada da junta soldada com aporte térmico de 1,5 kj/mm. Microscopia ótica, ataque eletrolítico 40% KOH. Aumento 100x (ALVES, 2011) MORFOLOGIAS DA AUSTENITA Particularmente esse aço solidifica inicialmente da ferrita para posterior transformação da austenita e na soldagem desses aços em que há aquecimentos e resfriamento, a austenita pode apresentar três tipos de morfologias: austenita alotriomórfica(ou de contorno de grão), austenita Widmanstätten e austenita intragranular (GUNN, 2003; LIPPOLD, 2005). Durante o resfriamento, com taxas lentas, a primeira austenita a precipitar é alotriomófica no contorno de grão da ferrita, por ser uma região mais favorável a sua nucleação, como mostra a figura 18. Quando os sítios para a nucleação nos contornos de grão estão saturados, a austenita cresce em direção ao centro do grão de ferrita, na forma de agulhas em que a austenita é denominada de Widmanstätten, como mostra a figura 19. Essa austenita é favorecida por taxas de resfriamento um pouco mais rápida em relação à taxa da alotriomófica e também por aporte térmico elevado, como 1.5kJ/mm (ALVES, 2011). 35

36 Figura 18- Austenita de contorno de grão na matriz ferrítca (LIPPOLD, 2005). Figura 19- Microestrutura do metal de solda do passe de enchimento em junta soldada de AISD SAF 2507 (PARANHOS, 2010). Para rápidas taxas de resfriamento ou aporte térmico baixo, a austenita pode precipitar intragranularmente com morfologia de placas, como mostra a figura 20. Estas partículas podem ser nucleadas nas discordâncias e nos contornos de subgrão da ferrita (LONDOÑO, 2001). Além disso, ela também pode nuclear a partir de nitretos de cromo intragranular com o reaquecimento devido a operações de multipasse na soldagem, já que a matriz ferritica está numa condição instável e esse reaquecimento é o suficiente para que ocorra a transformação (ALVES, 2011). 36

37 Figura 20- Microestrutura do metal de solda revelando a presença de austenita intragranular no passe de acabamento (ALVES, 2011) ZONA TERMICAMENTE AFETADA (ZTA) O controle da microestrutura da ZTA no AISD é definido pela repartição térmica e ciclo térmico. A repartição térmica determina as temperaturas máximas que pode ocorrer na ZTA, enquanto que os ciclos térmicos estão associados às temperaturas máximas e a taxa de resfriamento (GUNN, 2003). A ZTA pode ser dividida em duas regiões: a submetida a elevadas temperaturas (ZTATE) e a de baixa temperatura (ZTATB). I- ZTA de alta temperatura: região em que o aquecimento é acima da temperatura solvus da ferrita, ou seja, a microestrutura está completamente ferritizada. A figura 21(a) mostra os estágios do ciclo térmico ZTATE, ressaltando que o estágio II é região ferrítica e dependendo do tempo que permanecer, pode ocorrer o crescimento de grão ferrítico e o surgimento de fases deletérias; ii. ZTA de baixa temperatura: região em que o aquecimento é abaixo da temperatura solvus, ou seja, há transformação parcial da austenita em ferrita. Com isso, os grãos da austenita não dissolvidos inibem o crescimento do grão ferrítico. A figura 21(b) mostra os 37

38 estágios da ZTATB, ressaltando que no estágio III, durante o resfriamento haverá uma maior fração de austenita (LIPPOLD, 2005). (a) (b) Figura 21- Ciclos térmicos de soldagem na ZTA: a) ZTA de alta temperatura e b) ZTA de baixa temperatura (LIPPOLD, 2005) ZONA FUNDIDA O balanço microestrutural das fases da austenita e ferrita na zona fundida é influenciado pela composição química, metal de adição e condições térmicas que é submetida essa região. Durante o resfriamento, a temperatura de início de precipitação depende da relação dos elementos estabilizadores da ferrita e da austenita (relação Cr eq /Ni eq ) (LONDOÑO, 2001): a relação baixa indica a transformação em temperaturas um pouco abaixo do intervalo de solidificação, ocasionando em uma maior fração de austenita; já a alta induz em uma precipitação da austenita em temperaturas mais baixas e a transformação depende da velocidade de resfriamento. Existem duas microestruturas distintas no metal de solda que é a bruta de fusão e as alterações que acontece durante o reaquecimento (ALVES, 2011): 38

39 Bruta de fusão: uma microestrutura típica de solidificação, com a presença de regiões com grão de ferrita grosseiros e também a presença da austenita alotriomófica e Widmanstätten, como mostra a figura 22(a). Essa microestrutura ocorre normalmente nos últimos passes da junta, o passe de acabamento, e no passe de raiz, mas também pode ser observado no interior dos passes de enchimento, onde provavelmente ocorreu em regiões que não sofreram reaquecimento no interior no metal de solda. Zona de reaquecimento: gera um desbalanceamento de fases, podendo estimular a formação de fases secundárias, como nitreto e sigma. O reaquecimento favorece uma microestrutura predominantemente austenitica secundária intragranular (NILSSON, 1993), como mostra a figura 22(b). Há um maior o percentual de austenita secundária intragranular nessa região que as que não sofreram com reaquecimento. (a) (b) Figura 22- Região típica do metal de solda, ataque KOH, 200x. Micrografia: a)bruta de fusão e b) reaquecida (ALVES, 2011). Além da austenita, pode ocorrer a precipitação de outras fases durante o resfriamento da zona fundida, tais como nitretos, carbonetos e intermetálicos. Com isso, a microestrutura resultante no metal de solda é dependente da manutenção do equilíbrio entre as quantidades de ferrita e austenita, que influi em suas propriedades. Sendo assim, o balanço entre as fases pode 39

40 ser garantido pela presença de nitrogênio, seja pelo metal de adição ou pelo gás de proteção, e o uso de consumíveis com maior teor de níquel, como recomenda a SANDVIK. 2.4 RESISTÊNCIA À CORROSÃO A resistência à corrosão de um material é determinada pela capacidade de se passivar e manter nesse estado no ambiente de serviço a que estiver exposto. Nos aços superduplex, essa propriedade está relacionada principalmente aos elementos de liga presente na composição química, tais como Cr, Ni, Mo e N, com elevados teores ajudam a justificar a elevada resistência à corrosão dos AISD (GUNN, 2003). O bom desempenho desses aços depende do equilíbrio entre as fases ferrita e austenita, e da ausência de fases intermetálicas, carbonetos, nitretos e de regiões empobrecidas em cromo. Além disso, substituem os austeníticos não somente pela maior resistência mecânica e similar tenacidade, mas também pela resistência à corrosão, principalmente no que se refere à corrosão sob tensão e por pite (SOLOMON, 1984). Nos aços AISD, os mecanismos de corrosão mais comuns são a corrosão por pite e a corrosão sob tensão, apesar de apresentarem elevada resistência a todos os outros mecanismos. Essa queda da resistência à corrosão dos aços ocorre principalmente em processos de soldagem, quando envolvem processos aquecimento ou resfriamento ocasionando em alguma alteração microestrutural. As zona fundida e a ZTA são as mais suscetível a sofrer corrosão por pite e sob tensão(gunn, 2003), já que são essas duas regiões onde ocorrem as principais transformações de fases CORROSÃO SOB TENSÃO A corrosão sob tensão (CST) é uma ação simultânea de um meio corrosivo específico e tensões de tração residuais ou aplicadas. Ela resulta em uma conjugação de tensão, meio corrosivoo, tipo de material e temperatura (GENTIL, 2008). Os meios corrosivos podem ser: 40

41 soluções aquecidas neutras ou ácidas contendo cloreto, os ambientes cáusticos e os meios contendo H 2 S. Aços com microestrutura ferrítica têm maior resistência à CST que aços austeníticos. Já os AISD são considerados muito resistentes, apesar de serem também suscetíveis a esse tipo de corrosão. Solomon e seus colaboradores (1984) afirmam que a resistência à corrosão sob tensão dos aços superduplex é alta, mas é reduzida apenas por alta temperatura, ph baixo, presença de H 2 S e altas tensões aplicadas. A figura 23 ilustra a resistência à corrosão sob tensão do aços inoxidável austentenítico, duplex e superduplex. Figura 23- Resistência à corrosão sob tensão (CST) em 1000 horas de ensaio, com tensão aplicada igual ao limite de escoamento (NILSSON, 1992) CORROSÃO POR PITE A corrosão por pite é caracterizada pela quebra localizada da película apassivadora em regiões que apresente defeitos, inclusões ou contornos de grãos, por diversos fatores mecânicos ou químicos. Essa corrosão se agrava quando o meio em que o material se encontra favorece a corrosão, como ambiente rico em íons cloreto, que migram para interior da região atacada, que 41

42 reage com metal atacado e a água, sofrendo hidrólise, tornando o meio mais ácido, ph diminui e a taxa de corrosão aumenta, processo auto catalítico (GENTIL, 2008). A resistência à corrosão por pite é dependente da composição química, principalmente pela presença dos elementos de liga Cr, Mo e N. Com isso, existe um parâmetro denominado Número Equivalente de Resistência a Corrosão por Pite, o PREN (Pitting Resistance Equivalent Number), que é definido como (NILSSON, 1993): PREN = (%Cr) + 3,3 (%Mo) + 16 (%N) (3) ou PREN = (%Cr) + 3,3 (%Mo + 0,5(%W)) + 16 (%N), (4) para ligas com adição de W. O PREN permite comparar a resistência à corrosão de diferentes aços inoxidáveis. A tabela 2 mostra o PREN de diversos aços, podendo observar que essa resistência é influenciada fortemente pelos elementos de liga que conferem a resistência, como o nitrogênio. Além disso, pela tabela, pode-se concluir que quanto maior o valor do PREN, maior é a resistência por pite. No caso dos AID e AISD, por apresentarem uma estrutura bifásica de austenita e ferrita, com composições químicas diferentes, é necessário considerar a resistência à corrosão por pite de cada fase separadamente. Sendo assim, a resistência é determinada pela fase com menor valor de PREN (ALVES, 2011). Além do PREN, existe outro parâmetro que se pode utilizar para determinar corrosão por pite através da temperatura na qual surgem os primeiros pites, temperatura crítica de pite, o CPT (Critical Pitting Temperature). Esse valor pode ser estimado: CPT ( C ) = 2, 5 (%Cr) + 7, 6 (%M o) + 31, 9 (%N ) 41, 0 (5) Esse valor do CPT se baseia na Norma ASTM G48 (Standard Test Methods for Pitting and Crevice Corrosion Resistance of Stainless Steels and Related Alloys by Use of Ferric Chloride Solution) que é o método de analisar a corrosão por pite em meio com solução de cloreto de ferro, aplicando o determinado método que é de acordo com o aço. O teste é realizado nesse meio em temperatura crescente até que comecem a surgir os primeiros pites. Assim, quanto 42

43 maior for a temperatura do CPT, maior a resistência à corrosão por pite do aço, já que a temperatura aumenta o potencial corrosivo da solução. Tabela 2- Tabela com valores de PREN de diversos tipos de aços (ALVES, 2011). Além da composição química, a presença de fases deletérias, como de nitretos e austenita secundária, pode influenciar e reduzir à resistência a corrosão por pite do AISD, já que a algumas dessas fases como a sigma apresentam elevador teor de Cr, causando depleção na região adjacente, conforme foi afirmado anteriormente, sendo uma região suscetível ao ataque localizado ou a austenita secundária por ter um menor teor de Cr em relação a primária, também pode ser uma região que pode ser atacada. A temperatura de tratamento de solubilização também exerce uma importante influência na resistência à corrosão por pite dos AISD. A variação dessa temperatura pode promover a redistribuição de elementos de liga entre ferrita e austenita, alterando a proporção entre estas fases, o que promoverá alterações na resistência à corrosão de cada fase (TAN, 2009). Esse estudo foi comprovado por TAN e seus colaboradores (2009), em que o aço AISD foi submetido a diferentes temperatura de solubilização e investigaram a influência da microestrutura com ataque por pite, como pode ser visto na figura 24. Pode-se perceber que a cada temperatura de 43