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I. TÍTULO: AÇOS INOXIDÁVEIS DUPLEX E SUPER DUPLEX

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I. TÍTULO: AÇOS INOXIDÁVEIS DUPLEX E SUPER DUPLEX
I. TÍTULO:
AÇOS INOXIDÁVEIS DUPLEX E SUPER DUPLEX – OBTENÇÃO E
CARACTERIZAÇÃO.
Prof. Dr. Marcelo Martins
Prof. Dr. Luiz Carlos Casteletti
(1)
(2)
(1) Gerente Industrial da SULZER BRASIL S/A e Professor do Centro Universitário Salesiano de São
Paulo (UNISAL) – Divisão de Americana – SP.
(2) Professor Associado do Departamento de Engenharia de Materiais, Aeronáutica e Automobilística
da Escola de Engenharia de São Carlos (EESC) da Universidade de São Paulo - USP.
II. INTRODUÇÃO.
Os aços inoxidáveis tradicionais não aresentam a combinação adequada de
resistências mecânica e à corrosão por pite, necessárias em uma série de aplicações,
principalmente na presença de água do mar, como é o caso de equipamentos utilizados nas
plataformas "offshore".
Uma categoria de aços inoxidáveis, relativamente nova, denominada duplex e super
duplex reune essas características de forma satisfatória. Esses materiais surgiram na
década de 70 nos Esados Unidos e na Europa e somente apartir da década de 90 vem
sendo utilizada no Brasil.
Apesar desses aços apresentarem um bom desempenho em serviço, o processo de
obtenção de uma peça por meio de fundição é bastante difícil, devido ao fato da metalurgia
física desses sistemas ser muito complexa.
O sucesso na obtenção de componentes fundidos em aço inox duplex e super
duplex, está relacionado principalmente, em exercer um controle eficaz sobre a precipitação
da fase sigma durante o resfriamento de solidificação, pois esse intermetálico reduz de
forma acentuada a tenacidade do material.
Componentes obtidos pelo processo de fundição, que possuam paredes
relativamente espessas (acima de 5 polegadas), resfriam-se, durante a solidificação, de
forma muito lenta favorecendo com isso a precipitação em grande escala (acima de 15% em
volume) da fase sigma.
A fase sigma não é o único intermetálico que precipita na microestrutura dessas
ligas; outras fases tais como: fase "Chi" (χ), fase "R", fase "G", fase "Tal" (τ), Nitretos de
cromo com estequiometrias CrN e Cr2N, carbonetos complexos dos tipos: Cr23C6 e Cr7C3,
dentre outros, formam-se durante a exposição ao calor [1].
Os aços inoxidáveis duplex e super duplex constituem sistemas termodinamicamente
metaestáveis na condição solubilizada e resfriada em água, uma vez que a estrutura estável
em altas temperaturas passou a ser metaestável à temperatura ambiente, e para qualquer
insumo de energia na forma de calor que receberem, sempre haverá uma forte tendência
termodinâmica de "buscar" uma condição de equilíbrio mais estável, e isso implica em
precipitações de fases secundárias.
A Figura 01 ilustra esquematicamente as condições termodinâmicas para um sistema
mecânico, cuja analogia pode ser estendida aos aços inox super duplex após tratamento
térmico de solubilização e resfriamento em água.
Figura 01: Representação esquemática das condições termodinâmicas para um sistema
mecânico.
Após a solubilização e o resfriamento rápido em água, a estrutura que era estável em
altas temperaturas, normalmente acima de 1100ºC, torna-se metaestável à temperatura
ambiente. Isso significa que, espontaneamente, o material não irá atingir a condição de
estabilidade termodinâmica por si só, uma vez que existe um "gap" de energia (∆G) a ser
vencido para alcançar o equilíbrio.
A disponibilização de informações metalúrgicas a respeito dessa categoria de
material é de grande importância para sua fabricação, bem como para sua utilização em
campo, visando sempre a durabilidade dos equipamentos e também a integridade física dos
mesmos durante o uso.
Os aços inoxidáveis duplex são ligas Fe-Cr-Ni-Mo, contendo até 0,30% em peso de
nitrogênio na forma atômica, que apresentam microestruturas bifásicas compostas por uma
matriz ferrítica e pela fase austenítica precipitada com morfologia arredondada e alongada.
A diferença básica entre os aços inoxidáveis duplex e super duplex consiste
principalmente nas concentrações de cromo, níquel, molibdênio e nitrogênio que essas ligas
apresentam, sendo que alguns desses elementos interferem diretamente na resistência à
corrosão por pite, que é uma forma de ataque químico em ambientes contendo íons
halogênios, dentre eles destaca-se o íon cloreto (Cl-).
Uma maneira de quantificar empiricamente essa propriedade química é através da
resistência equivalente à corrosão por pite, ou PREN (Pitting Resistance Equivalent). De
acordo com a norma ASTM A890/A890M [2], essa grandeza pode ser calculada de acordo
com a expressão:
PREN = %Cr + [(3,3) x (%Mo)] + [(16) x (%N)].
(1)
Assim, os aços inoxidáveis bifásicos (ferrítico/austenítico) cujos valores do PREN
forem da ordem de 35 a 40, constituem a família dos aços inoxidáveis duplex e aqueles
cujos PREN forem superiores a 40, constituem a família dos inoxidáveis super duplex.
Com relação à microestrutura, a concentração volumétrica de ferrita deve aproximarse de 50% ± 5% para um material corretamente balanceado do ponto de vista
microestrutural.
A ferrita, considerada como sendo a matriz para um aço inox duplex e super duplex,
consiste de uma fase cristalina composta por uma célula unitária cúbica de corpo centrado
(CCC) e a austenita, a fase que precipita normalmente no estado sólido, apresenta uma
célula unitária cúbica de face centrada (CFC), conforme Figura 02.
Os átomos são representados pelo modelo de esferas rígidas e nesses modelos
foram considerados apenas os átomos de ferro, que é o elemento predominante nos aços
inoxidáveis. É evidente que num aço inox duplex ou super duplex, formam-se soluções
sólidas substitucionais tanto na ferrita quanto na austenita, devido às concentrações de
cromo, níquel e molibdênio principalmente, bem como soluções sólidas intersticiais, devido
às concentrações de carbono e nitrogênio.
(a)
(b)
FIGURA02: Representação esquemática das células unitárias: (a) CCC e (b) CFC,
somente com átomos de ferro.
Alguns exemplos esquemáticos de soluções sólidas substitucionais, na ferrita e na
austenita podem ser vistos nas Figuras 03 e 04.
FIGURA 03: Representação esquemática de algumas substituições de átomos de ferro
(azul) por átomos de cromo (vermelho) que podem ocorrer numa célula CCC.
FIGURA 04: Representação esquemática de algumas substituições de átomos de ferro
(azul) por átomos de cromo (vermelho) e por átomos de níquel (pink) que podem ocorrer
numa célula CFC.
Esses dois cristais (CCC e CFC), formando soluções sólidas substitucionais e
intersticiais coexistem em equilíbrio meta-estável na microestrutura dos aços inoxidáveis
duplex e super duplex, evidentemente após tratamento térmico de solubilização e
resfriamento em água.
Atualmente, essa categoria de aços inoxidáveis vem sendo utilizada com sucesso
em aplicações nas quais as concentrações de íons cloreto chegam a atingir até 80000ppm,
com as temperaturas na faixa de 40ºC a 80ºC, em soluções contendo CO2, oxigênio e gás
sulfrídrico (H2S) dissolvidos.
A grande vantagem da utilização desses materiais é que a combinação de elementos
como cromo, molibdênio e nitrogênio confere uma boa estabilidade química em ambientes
salinos como a água do mar, que antigamente (décadas de 70 e 80) só era possível de se
obter usando-se materiais com altas concentrações de cobre, como por exemplo os
bronzes, e materiais com altas concentrações de níquel, como os Hastelloys, os Inconéis e
os Monéis.
Essa categoria de material (aços inox duplex) é muito utilizada na fabricação de
equipamentos rotativos como as bombas centrífugas, equipamentos estáticos, como as
válvulas reguladoras de fluxo e até em partes estruturais para aplicações marinhas,
particularmente na indústria de extração de petróleo, tanto em países tropicais quanto em
países nórdicos.
As temperaturas nas quais esses materiais "trabalham" influenciam de forma
significativa no processo de corrosão por pite, pois alteram a estabilidade do filme pasivo de
óxido de cromo formado na superfície do material.
III. HISTÓRICO DO DESENVOLVIMENTO DOS AÇOS DUPLEX E SUPER DUPLEX
A origem dos aços inoxidáveis austeno-ferríticos ocorreu na França por volta de
1933, quando um erro de adição de elementos de liga durante a fusão de um aço inox do
tipo 18%Cr – 9%Ni – 2,5%Mo, na Companhia Jacob Holtzer, resultou numa composição
química contendo 20%Cr – 8%Ni – 2,5%Mo, que promoveu uma alta fração volumétrica de
ferrita numa matriz austenítica. A descoberta foi patenteada em 1935 como Ets JACOB
HOLTZER – brevets Français, com a referência 803-361 [3].
Em 1937 foram patenteados os aços inoxidáveis duplex contendo cobre como
elemento de liga, para melhorar a resistência à corrosão em muitos meios agressivos. Esses
materiais foram denominados "Novas Ligas Inoxidáveis", referência 49.211[3]. Já em 1940,
outra patente (referência 866-685)[3] foi registrada, dessa vez referente a aços inoxidáveis
duplex contendo cobre e molibdênio, descrevendo também um novo processo, envolvendo
tratamento térmico na faixa de 400oC a 500oC, possibilitando o endurecimento desses
materiais, sem afetar sua resistência à corrosão ou causar fragilidade [3].
Durante o mesmo período (1930 – 1940), as pesquisas e as produções industriais de
aços inoxidáveis duplex foram realizadas paralelamente na Suécia, com os antecessores do
material patenteado como 3 RE 60 SANDVICK [3].
Nos Estados Unidos, foram encontrados registros da mesma época sobre aços
inoxidáveis austeníticos contendo grandes frações volumétricas de ferrita. Assim, essa nova
família de aços inoxidáveis foi estudada, patenteada e comercializada simultaneamente na
França, Suécia e Estados Unidos. A “Compagnie des Ateliers et Forges de la Loire”
desenvolveu o aço de grau UR 50, com uma estrutura bifásica α/γ, cujo alto valor para o
limite de escoamento (maior que 400MPa) e excelente resistência à corrosão fez dele o
principal candidato para aplicações em campos tais como: produção de sal, refinamento de
petróleo, indústria alimentícia, indústrias de papel e celulose, indústrias farmacêuticas, etc.
Naquela época já era possível produzir componentes forjados, fundidos e estruturas
soldadas nesses aços.
Em 1947 o grau UR 50 foi padronizado pela marinha francesa como: IT 47 cat. 16b
para a condição endurecida e o grau cat. 28b para a condição solubilizada. Nessa mesma
época, foi desenvolvido também um aço inoxidável duplex, de nome comercial URANUS
CH, com um teor de nitrogênio da ordem de 0,2% em peso e com um limite de escoamento
da ordem de 530MPa na condição solubilizada, devido ao efeito de endurecimento causado
pelas adições de nitrogênio e de carbono.
Esses aços foram produzidos em fornos a indução de alta freqüência (1200Hz), os
quais serviam somente para fundir as matérias-primas, sem um refinamento adequado. Um
vácuo parcial era usado para promover a remoção de carbono e uma desoxidação
rudimentar, evitando que o "banho" fosse contaminado pelo oxigênio e nitrogênio da
atmosfera.
Naquela época, não era possível respeitar faixas analíticas estreitas e teores muito
baixos de oxigênio, enxofre e carbono. Os aços inoxidáveis duplex, principalmente na forma
de produtos planos, poderiam ser facilmente identificados por suas quantidades elevadas de
trincas. O efeito da adição de nitrogênio na estabilidade estrutural dos aços austenoferríticos também era ainda desconhecido.
De 1950 a 1970, foram realizados extensivos estudos sobre trabalhabilidade a
quente, soldabilidade e resistência à corrosão dos aços inoxidáveis duplex, e sobre a
resposta estrutural a tratamentos térmicos e termomecânicos. Entretanto, as aplicações
industriais permaneceram, a princípio, limitadas e foi a crise do níquel no início dos anos 50
que os conduziu novamente à posição de interesse. O desconhecimento da metalurgia dos
aços inoxidáveis duplex, especialmente com relação à necessidade de resfriamentos
rápidos, ou mesmo, solubilização seguida de resfriamento em água, explica a baixa
ductilidade e baixa tenacidade das peças produzidas na época.
No final da década de 1950 foi desenvolvido nos Estados Unidos o grau CD4MCu
(25%Cr-5%Ni-2%Mo-3%Cu) pelo ACI (Alloy Casting Institute). Entretanto, devido à
fragilidade dos fundidos obtidos, o teor de cromo foi reduzido para a faixa de 22% até 23%,
e o tratamento térmico de solubilização seguido por resfriamento em água foi adotado para
melhorar a ductilidade. Todavia, as aplicações práticas desses materiais ocorreram na
França, com o primeiro sino de mergulho submarino, construído com o material UR50 em
1964 [3].
Os três primeiros navios para transporte de produtos químicos, chamados: Zambeze,
Zelande e Zeebrugge, construídos no estaleiro Dunkerque em 1970, foram confeccionados
com o aço UR50 [3]. Nessa mesma época, uma nova escassez de níquel serviu como
incentivo para a produção dos aços inoxidáveis duplex em escala industrial, que pelas suas
excelentes características mecânicas e pela resistência à corrosão tornaram-se bem
conhecidos.
A introdução dos processos de refinamento VOD e AOD nos anos 70, e o
desenvolvimento contínuo até os dias de hoje, levaram a uma melhoria significativa nas
propriedades desses materiais. De fato, tornou-se possível obter reduções consideráveis
nos níveis de elementos residuais tais como: oxigênio, enxofre, carbono, etc., e ao mesmo
tempo assegurar faixas composicionais estreitas, incluindo a do nitrogênio.
A precisão e a reprodutibilidade na composição química possibilitaram que as
quantidades de fases α e γ fossem precisamente ajustadas. Além disso, o controle efetivo
dos níveis de nitrogênio permitiu aumentar a resistência à corrosão e a estabilidade em altas
temperaturas da estrutura duplex, particularmente nas Zonas Termicamente Afetadas
(ZTA’s) pelos processos de soldagem.
Finalmente, a redução nos níveis de residuais resultou numa grande melhoria na
trabalhabilidade a quente, tornando possível a produção de chapas de inoxidável duplex, e
mais recentemente, na produção de bobinas. Atualmente, várias fundições estão equipadas
com modernas unidades de refino a vácuo e/ou argônio (VOD/AOD) com capacidades de
processamento entre 1 e 20 toneladas. Mesmo para pequenas tonelagens, é possível obter
aços com composições químicas precisas e baixos níveis de residuais, que são de extrema
importância para as propriedades funcionais dos aços inoxidáveis duplex.
IV. METALURGIA DOS AÇOS DUPLEX E SUPER DUPLEX
Uma preocupação básica durante o processo de aciaria desses aços é com relação
à solubilidade do nitrogêio na forma atômica, que é monitorado baseando-se nas equações
de Wagner [4]. Esse controle é realizado ainda quando o metal está no estado líquido e
garantirá a sanidade do material após sua solidificação. Essas equações resumem-se em
conceitos termodinâmicos e são escritas da seguinte forma:
liga
log(%) N T , P =
N2
1
− 322
log P N +
− 1,182 −
2
2
T
m
j =2
e
j
N Fe
x(% j ) +
1
2
m
j =2
r
j
N Fe
x(% j ) 2
(2)
T , PN 2
onde o estado de referência é o Ferro puro no estado líquido, e
(
liga
log (%) N T , P
N2
) = 12 log P
N2
+
1467,6
− 1,28 −
T
Cr
e
N Fe 20 Cr
x(%Cr − 20) +
n
j =1, j ≠Cr
e
j
N Fe 20 Cr
(3)
x% j
T , PN 2
onde o estado de referência é uma liga Fe-20%Cr, também no estado líquido.
Os parâmetros de interação
e
j
N
e
r
j
N
são dados termodinâmicos e que levam em
consideração as concentrações de cromo, níquel, molibdênio, manganês, silício e outros
elementos de liga que esses aços contêm.
Outra premissa que deve ser considerada, também durante a fase de fusão, é o
balanceamento microestrutural que o aço terá após sua solidificação. Em outras palavras,
isso resume-se nas concentrações de ferrita e austenita na microestrutura final após
tratamento térmico de solubilização e resfriamento em água.
Uma estimativa da fração volumétrica de ferrita na microestrutura pode ser feita
através do quociente entre os elementos estabilizadores da ferrita, chamados de Crequivalente e
os elementos estabilizadores da austenita, chamados de Niequivalente. Existem várias maneiras
de se calcular esses valores, mas a mais usada baseia-se na norma ASTM A800/A800M [5].
Paralelamente ao balanço microestrutural, também se controla a resistência
equivalente à corrosão por pite (PREN), que indica quão resistente à formação de pite, em
meios contendo íons cloreto, esses materiais são. A maneira de calcular esse índice
também é muito discutível, pois alguns autores sugerem a inclusão dos elementos
tungstênio e cobre [6].
Também é possível estimar-se as características mecânicas tais como: Limite de
Escoamento (L.E.), Limite de Resistência (L.R.) e Alongamento (AL), baseando-se nas
frações volumétricas de ferrita [7]. Apesar de serem equações experimentais, elas têm uma
boa aproximação da realidade, mostrando desvios infeiores a 8%.
Todos esses controles descritos anteriormente devem ser adotados na fase de
aciaria, isto é, com o metal no estado líquido, onde ainda é possível ajustar a composição
química para se ter um material otimizado do ponto de vista metalúrgico.
As normas internacionais que padronizam esses materiais: ASTM e DIN
principalmente, apresentam faixas muito grandes para as concentrações dos elementos
químicos. Cabe ao metalurgista adequá-las de tal forma a obter-se as melhores
características mecânicas, em termos de resistência e tenacidade ao impacto, e químicas,
em termos de resistência à corrosão.
Nos aços inoxidáveis duplex e super duplex, obtidos pelo processo de fundição em
moldes de areia, torna-se praticamente impossível evitar a precipitação da fase sigma
durante a solidificação, devido à baixa velocidade de resfriamento, mas é possível minimizar
a sua concentração volumétrica na microestrutura através de conceitos metalúrgicos e do
conhecimento sobre os efeitos de cada elemento químico na cinética de precipitação desse
intermetálico.
O tratamento térmico de solubilização, seguido por resfriamento em água, promove a
completa dissolução da fase sigma e de outros intermetálicos e fases carbônicas, que
precipitam durante a solidificação, desde que seja executado adequadamente, pois trata-se
de difusão atômica, que é uma função de duas variáveis: tempo e temperatura, e os átomos
que devem se mobilizar (cromo e molibdênio) são relativamente grandes quando
comparados ao átomo de ferro.
As fases presentes na microestrutura bruta de fundição possuem coeficientes de
expansão térmica diferentes e isso pode causar um estado de tensões residuais tão elevado
que muitas vezes o fundido trinca por completo, sendo impossível sua recuperação. Em
alguns casos, esse estado de tensões não chega a ultrapassar o limite de resistência do
material e ele não se rompe, porém, microfissuras são nucleadas na microestrutura e
quando agravadas pelo estado de tensões internas começam a se propagar com o tempo,
levando a uma falha (ruptura) do componente em operação, principalmente quando ele
estiver sujeito a pressões de trabalho. Face a essa problemática, o controle total sobre a
microestrutura bruta de fundição tem sido o grande desafio dos fabricantes de aços inox
duplex e super duplex fundidos.
A Figura 05 ilustra a microestrutura de um aço inox super duplex no estado bruto de
fundição, contendo três fase cristalinas diferentes: ferrita (matriz), austenita e fase sigma.
δ
σ
γ
FIGURA 05: Material ASTM A890 Grau 6A. Estado bruto de fundição.
Reagente: Murakami.
A fase sigma precipita nas interfaces ferrita/austenita e cresce em direção à ferrita,
que fornece elementos de liga (cromo e molibdênio) para sua formação. Esse processo
ocorre no estado sólido através de uma reação eutetóide do tipo:
δ
σ + γ2
(4)
Pode-se visualizar a fase sigma com maior resolução por meio de microscopia
eletrônica de varredura usando-se elétrons secundários, conforme mostrado na Figura 06,
para o mesmo material, porém solubilizado a 1130ºC e envelhecido a 920ºC.
γ
σ
γ
FIGURA 06: Micrografia eletrônica de varredura do material envelhecido a 920ºC.
Observa-se que a fase sigma apresenta-se na forma rendilhada e contínua,
consumindo praticamente toda matriz ferrítica adjacente a ela. A presença dessa fase
deteriora a tenacidade ao impacto e por ser rica em cromo (30% em peso) e molibdênio (8%
em peso) diminui a resistência à corrosão do material como um todo e principalmente da
ferrita, onde a concentração de nitrogênio é bem baixa (0,02% em peso) [8,9].
A caracterização microestrutural para esses materiais não deve ser feita apenas por
meio de microscopias óptica e eletrônica de varredura. Ensaios de difração de raios-x
constituem uma técnica eficaz e rápida para detectar-se as fases presentes na
microestrutura. Difratogramas, numa faixa de ângulos de difração que varia entre 40º até
60º, são muito comuns de se encontrar em trabalhos publicados na literatura técnica.
A Figura 07 ilustra um espectro de difração de raios-X para o aço inoxidável super
duplex ASTM A890 grau 6A, na condição solubilizado, resfriado em água e envelhecido a
920ºC por duas horas.
A radiação utilizada foi a do cobre (CuKα1) com comprimento de onda de 1,5406Å,
uma fonte de 50KV, 100mA e uma velocidade de varredura de 1o/min. Os picos representam
reflexões de planos atômicos posicionados de tal forma em relação ao feixe, que a Lei de
Bragg seja plenamente satisfeita.
O difratograma, devidamente indexado, mostra em cada pico uma letra do alfabeto
grego seguida por um conjunto de números entre parentesis, contendo três algarismos,
onde as letras representam as fases cristalinas presentes e os números representam os
índices de Müller dos planos atômicos refletores.
38
40
44
46
52
54
1400
γ(200)
1000
800
γ(111)
600
400
σ(002)
σ(311)
600
1200
σ(331)
800
σ(411)
δ(110)
σ(212)
σ(410)
1000
200
50
6A ENVELHECIDO A 920 C
1200
400
48
O
1400
INTENSIDADE (cps)
42
200
0
0
38
40
42
44
46
48
50
52
ÂNGULO 2 TETA (GRAU)
FIGURA 07: Difratograma do material após envelhecimento a 920ºC.
A análise da figura anterior mostra uma microestrutura composta por três tipos de
estruturas cristalinas: a cúbica de corpo centrada (CCC) ou fase ferrítica, a cúbica de faces
centradas (CFC) ou fase austenítica e a tetragonal de corpo centrado (TCC) ou fase sigma.
A limitação desse ensaio está vinculada à quantidade de microconstituintes e fases
precipitadas, os quais devem apresentarem-se em concentrações superiores a 3% em
volume na microestrutura. No difratograma da Figura 07 existem picos da fase sigma que
foram encobertos pelas reflexões dos picos da austenita e da ferrita, que são muito mais
intensas nessa faixa do espectro.
O comportamento da tenacidade ao impacto, medido por meio de ensaio Charpy, em
função da concentração volumétrica da fase sigma é mostrado na Figura 08.
ENERGIA ABSORVIDA (J)
250
200
150
100
50
0
0
10
20
30
40
50
CONCENTRAÇÃO VOLUMÉTRICA DE FASE SIGMA (%)
60
FIGURA 08: Valores da energia absorvida no ensaio de impacto Charpy versus
concentração volumétrica da fase sigma.
A presença de apenas 3% em volume da fase sigma na microestrutura faz com que
a energia absorvida reduza de 200J, ou 220J para próximo de 15J à temperatura ambiente.
O efeito fragilizante desse intermetálico é bastante pronunciado, pois trata-se de um
microconstituinte duro (próximo de 800HV) e precipita normalmente na forma de rede
contínua, principalmente em temperaturas até 940ºC [8].
Após tratamento térmico de solubilização e resfriamento em água a microestrutura
torna-se totalmente bifásica, dissolvendo completamente a fase sigma e outros
componentes secundários que aparecem em menores proporções, conforme pode ser visto
na Figura 09.
δ
γ
FIGURA 09: Micrografia eletrônica de varredura do material após solubilização a 1060ºC.
A micrografia eletrônica mostra apenas a presença de duas fases na microestrutura
e que não foram encontradas fases secundárias, bem como compostos intermetálicos,
precipitados nas interfaces ferrita/austenita e tampouco nos contornos de grãos da ferrita.
A microestrutura correta desse tipo de aço, após tratamento térmico de solubilização
e resfriamento em água, não deve conter precipitados secundários, sejam eles fases
carbônicas ou compostos intermetálicos. Metalurgicamente, espera-se apenas duas fases: a
ferrita e a austenita, apresentando um balanceamento quantitativo proporcionalmente
equilibrado.
V. CONSIDERAÇÕES.
Aços inoxidáveis duplex e super duplex são sistemas complexos, do ponto de vista de
metalurgia física e requerem muitos conhecimentos teóricos principalmente para a
produção de peças de grande porte.
Esses materiais apresentam uma condição termodinâmica metaestável após tratamento
térmico de solubilização e resfriamento em água, e quando submetidos a aquecimentos
prolongados podem precipitar produtos secundários, comprometendo suas aplicações.
Apesar de terem sido desenvolvidos na década de 70 na Europa e nos Estados Unidos,
somente a partir da década de 90 vem sendo aplicados aqui no Brasil.
Atualmente, essa categoria de material proporciona uma opção eficiente para aplicações
em ambientes contendo altas concentrações (até 80000ppm) de íons cloreto e em
temperaturas de até 80ºC.
Técnicas de fundição e de tratamentos térmicos adequadas estão intimamente
relacionadas com a produção bem sucedida desses materiais.
VI. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
[1] LEE, K. M.; CHO, H.S. and CHOI, D.C., Effect of isothermal treatment of SAF 2205
duplex stainless steel on migration of δ/γ interface boundary and growth of austenite,
Journal of Alloys and Compounds 285, p. 156 – 161, 1999.
[2] AMERICAN SOCIETY FOR TESTING AND MATERIALS - ASTM A890/A890M-91.
Standard practice for castings, iron-chromium-nickel-molybdenum corrosion resistant,
duplex (austenitic/ferritic) for general application. Annual Book of ASTM Standards.
Easton. V.01.02. Ferrous Castings; Ferroalloys. p.556-569, 1999.
[3] CHARLES J.; BERNHARDSSON, S. Super duplex stainless steels: structure and
properties. In: DUPLEX STAINLESS STEELS’91, Beaune, Proceedings. Ed: Charles,
J.; Bernhardsson, S. Les Ulis, France, Les Éditions de physique, v.1, p.3-48, 1991.
[4] ANSON, D. R.; POMFRET, R. J.; HENDRY, A. Prediction of the solubility of nitrogen in
molten duplex stainless steel. ISIJ International, Vol.36, No.7, p.750-758, 1996.
[5] AMERICAN SOCIETY FOR TESTING AND MATERIALS - ASTM A800/A800M-91.
Standards practice for steel casting, austenitic alloy, estimating ferrite content thereof.
Annual Book of ASTM Standards. Easton. V.01.02. Ferrous Castings; Ferroalloys.
p.458-463, 1999.
[6] WEBER, J. SCHLAPFER, H.W. Austenitic-Ferritic Duplex Steels. SULZER Brothers
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[7] PARK, Y.H. & LEE, Z.H. The effect of nitrogen and heat treatment on the microstructure
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Materials Science & Engineering A297, p. 78 – 84, 2001.
[8] MARTINS, M. Caracterização microestrutural-mecânica e resistência à corrosão do aço
inoxidável super duplex ASTM A890 / A890M Grau 6A, Tese de Doutorado,
Universidade de São Paulo, Interunidades EESC-IFSC-IQSC, 2006.
[9] BATISTA, SILVIO ROGÉRIO de FREITAS. Resistência à corrosão de aços inoxidáveis
duplex fundidos, em ambientes contendo ions cloretos e CO2. Tese de Doutorado –
Centro de Ciências Exatas e de Tecnologia – Programa de Pós-Graduação em Ciência
e Engenharia de Materiais, Universidade Federal de São Carlos, 2002.
Fly UP