Sair
6ª Conferência sobre
Tecnologia de Equipamentos
EFEITO DE LONGOS TEMPOS DE AQUECIMENTO A 850°C SOBRE A
RESISTÊNCIA À CORROSÃO DO AÇO UNS S31803 EM MEIO ÁCIDO E
MEIO AQUOSO CONTENDO CLORETO.
Rodrigo Magnabosco
Engenheiro Metalurgista – EPUSP 1993, Mestre em Engenharia – EPUSP 1996,
Doutor em Engenharia – EPUSP 2001, Professor do Departamento de Engenharia
Mecânica do Centro Universitário UNIFEI: Av. Humberto A. Castelo Branco, 3972
- São Bernardo do Campo - SP - BRASIL - 09850-901 - tel# +55 11 41090200 r. 343
- fax# +55 11 41095994 – e-mail: [email protected]
Neusa Alonso-Falleiros
Prof. Dr. do Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais da EPUSP
e-mail: [email protected]
6º COTEQ Conferencia sobre Tecnologia de Equipamentos
22º CONBRASCORR
Salvador – Bahia
19 a 21 de agosto de 2002
As informações e opiniões contidas neste trabalho são de exclusiva
responsabilidade do (s) autor (es)
Sair
6ª Conferência sobre
Tecnologia de Equipamentos
SINOPSE
O presente trabalho procura estudar o efeito de longos tempos de aquecimento a
850°C sobre a resistência à corrosão do aço inoxidável dúplex UNS S31803, ou SAF
2205, em soluções aquosas 0,5 M H2 SO4 e 3,5% NaCl. Para tanto, ensaios de
polarização potenciodinâmica em solução 0,5 M H2 SO 4 e de polarização cíclica em
3,5% NaCl foram conduzidos em amostras do aço em estudo nas condições
solubilizada (onde a estrutura é composta por ferrita e austenita) e envelhecida a
850°C por 5 e 100 horas, envelhecimento este que provoca formação de fase sigma.
Foi constatado que a presença de fase sigma e de austenita secundária não altera o
potencial de corrosão, nem o potencial de início da região transpassiva, do aço UNS
S31803 em solução 0,5 M H2 SO 4; nota-se contudo que a fase sigma, rica em cromo,
é preferencialmente atacada em potenciais da região transpassiva. Em solução 3,5%
NaCl, a presença de fase sigma, e de austenita secundária, não altera o potencial de
corrosão do aço UNS S31803 nas condições de ensaio utilizadas neste estudo.
Constatou-se que o potencial de pite do aço UNS S31803 nesta solução é reduzido
pela presença de fase sigma e austenita secundária empobrecida em cromo e
molibdênio; além disso, a morfologia da corrosão por pite do aço UNS S31803
envelhecido a 850ºC se dá como corrosão seletiva de fases ou regiões empobrecidas
em cromo e molibdênio. Em solução 0,5 M H 2SO 4 , as amostras envelhecidas por 100
horas a 850°C tem curva de polarização semelhante à da amostra solubilizada, o que
poderia sugerir restituição da resistência à corrosão, a despeito da presença de sigma.
No entanto, o cálculo do parâmetro resistência de polarização para esta solução e o
comportamento eletroquímico em solução 3,5% NaCl indicam que o aço UNS
S31803 envelhecido a 850°C por 100 horas apresenta menor resistência à corrosão
do que o aço na condição solubilizada.
Palavras-chave : aços inoxidáveis dúplex, fase sigma, polarização potenciodinâmica,
polarização potenciostática.
Sair
6ª Conferência sobre
Tecnologia de Equipamentos
1. INTRODUÇÃO
Da necessidade de se obter um aço inoxidável que combine as qualidades de aços
ferríticos e austeníticos, particularmente grande resistência à corrosão aliada a altas
resistência mecânica e tenacidade, surge os aços inoxidáveis dúplex, constituídos
normalmente por frações volumétricas iguais de austenita e ferrita, através do correto
balanço entre os elementos (1). Produzidos através de sistema AOD (descarburação
por sopro combinado de oxigênio e argônio), apresentam muito baixo teor de
carbono, e portanto são praticamente imunes a sensitização; além disso,
desenvolvimentos recentes tornaram possível o aumento do teor de nitrogênio nos
aços inoxidáveis, e particularmente nos dúplex, levando a aumentos consideráveis de
resistência mecânica, tenacidade e resistência à corrosão (2).
Dentre os aços inoxidáveis dúplex o aço UNS S31803, ou mais conhecido como SAF
2205, é freqüentemente utilizado em aplicações “offshore”, como evaporadores de
água e tubos de circuitos hidráulicos (3); na indústria de óleo e gás como tubos para
transporte de dióxido de carbono seco e úmido, nas indústrias químicas em geral e de
geração de eletricidade (2); na indústria de papel e celulose, como evaporadores e
torres para estocagem de pasta de papel (4) ; e tanques para transporte marítimo de
produtos químicos corrosivos, de até 800 toneladas (5). Apresentando composição
química típica 22% Cr - 5% Ni - 3% Mo - 0,15% N – 0,02% C (2), tem limite de
resistência à tração de 770 MPa, limite de escoamento próximo de 515 MPa
(praticamente o dobro do encontrado em aços inoxidáveis austeníticos como os AISI
304 e 316 (2)) e alongamento em 50 mm superior a 32% (6). Além disso, sua
resistência à corrosão supera a dos aços austeníticos, mesmo os de baixo teor de
carbono (2,4). A estrutura típica é composta em média por 40 a 45% de ferrita e 55 a
60% de austenita, obtidas após solubilização entre 1000ºC e 1200ºC e resfriamento
brusco (7).
Estas propriedades dos aços inoxidáveis dúplex permitem construções onde se atinge
grande economia de material e mão-de-obra (tanto fabril quanto de manutenção).
NORDSTRÖM e RUNG (4) calculam que na construção de torre para estocagem de
pasta de papel com 1500 m3 , se for utilizado somente aço inoxidável dúplex ao invés
da usual combinação de aço carbono e aço inoxidável austenítico, a economia total
na fabricação é no mínimo de 8%.
No entanto, durante envelhecimento isotérmico, ou determinadas seqüências de
tratamento térmico ou soldagem, pode ocorrer a precipitação de fases indesejáveis,
que causam tanto redução de propriedades mecânicas quanto afetam a resistência à
corrosão. Particularmente entre 700ºC e 900ºC, pode ocorrer a precipitação de
nitretos de cromo e de fase sigma, esta última ou como produto da decomposição
eutetóide da ferrita original, gerando também austenita secundária, ou através da
precipitação a partir da austenita e ferrita presentes (7).
O presente trabalho procura estudar o efeito de longos tempos de aquecimento a
850°C sobre a resistência à corrosão do aço inoxidável dúplex UNS S31803, ou SAF
2205, em soluções aquosas 0,5 M H2SO 4 e 3,5% NaCl, relacionando microestrutura e
comportamento eletroquímico.
2. MATERIAL E MÉTODOS
O material em estudo, de procedência sueca (Sandvik) e de uso comercial, foi
adquirido como chapa laminada a quente de 3 mm de espessura, recebendo
Sair
6ª Conferência sobre
Tecnologia de Equipamentos
posteriormente tratamento térmico de solubilização a 1120ºC por 30 minutos,
atingindo dureza de 256 HB. A composição química do material pode ser constatada
na Tabela 1.
Tabela 1. Composição química (% em peso) do aço em estudo.
Elemento
Cr
Ni
Mo
Mn
Si
V
N
C
P
S
% em peso
22,2 5,7 2,98 1,60 0,44 0,07 0,161 0,016 0,020 0,001
A partir do material solubilizado, envelhecimento isotérmico a 850ºC foi conduzido
por 5 e 100 horas, seguido de resfriamento em água. Os tratamentos foram
conduzidos em forno tubular (com variação máxima de temperatura de 2ºC), sob
corrente de nitrogênio puro (99,99% N2 ) de 4 L/h para evitar oxidação excessiva da
superfície e impedir a perda de nitrogênio das amostras. A eficiência deste
procedimento foi comprovada através de análise do teor de nitrogênio das amostras
após envelhecimento no IPT – SP.
As amostras de material, após os tratamentos térmicos, tiveram todas as suas faces
lixadas até a obtenção de superfície com o acabamento conferido por lixa de
granulação 600 mesh. A seguir, as amostras foram embutidas em resina termofixa de
cura a quente (baquelite), gerando corpos-de-prova metalográficos onde a superfície
de observação corresponde a seção longitudinal da chapa, com relação à direção de
laminação. A área exposta variou de 0,4 cm² a 0,6 cm².
A seguir, os corpos-de-prova metalográficos sofreram lixamento até 600 mesh, para
em seguida serem polidos utilizando pasta de diamante de granulação 6 µm, 3 µm e
finalmente 1 µm. Para a revelação da microestrutura utilizou-se o reativo de Behara
modificado, cuja composição é 20 mL de ácido clorídrico, 80 mL de água destilada e
deionizada e 1 g de metabissulfito de potássio; a esta solução de estoque, foram
adicionados 2 g de bifluoreto de amônio, e o ataque pode então ser conduzido
durante dois minutos de imersão. O ataque foi interrompido com água, e a superfície
de observação seca através da evaporação de álcool etílico absoluto, auxiliada por
jato de ar quente. Já para a identificação de fase sigma utilizou-se ataque eletrolítico
seletivo com solução 10% de hidróxido de potássio, a 2 Vcc de diferença de
potencial durante um minuto. Todas as amostras preparadas metalograficamente, e
após os ensaios eletroquímicos que serão descritos a seguir, foram observadas num
microscópio LEICA DMLM.
A identificação das fases presentes utilizou, além de microscopia óptica,
espectroscopia de raios-X na seção longitudinal das chapas. A radiação utilizada foi a
Cu-Kα, num difratômetro PHILLIPS PW1710. Também foi utilizado microscópio
eletrônico JEOL JXA-6400 para a obtenção de imagens de elétrons retroespalhados
das amostras polidas, e análise semiquantitativa por espectroscopia de energia
dispersiva (EDS) das fases presentes, como técnicas auxiliares de identificação das
fases. Após os ensaios eletroquímicos, que serão descritos a seguir, foram obtidas
imagens de elétrons secundários e retroespalhados, utilizando o mesmo equipamento.
A fração volumétrica de ferrita (%α ) foi determinada com o auxílio de um
ferritoscópio FISCHER modelo MP3, calibrado com o auxílio de padrões, tendo
como limite de detecção 0,1% de ferrita. Vinte medições foram realizadas em cada
uma das seis séries de amostras. Já a fração volumétrica de fase sigma (%σ) foi
determinada por estereologia quantitativa: as amostras, após o ataque eletrolítico em
hidróxido de potássio já descrito, foram submetidas a análise de imagens através do
software QMetals, parte integrante do sistema de análise de imagens LEICA
Q500/W, conectado ao microscópio LEICA DMLM anteriormente citado. Foram
Sair
6ª Conferência sobre
Tecnologia de Equipamentos
analisados 40 campos por amostra, colhidos aleatoriamente. De posse destes dados, e
desconsiderando a presença de outras fases que não ferrita, sigma ou austenita,
estimou-se a fração volumétrica de austenita (%γ ) através da relação descrita pela
equação 1:
(eq. 1)
% γ = 100 - % α - % σ
Para os ensaios de polarização potenciodinâmica foi utilizada solução 0,5 M de ácido
sulfúrico; já os ensaios de polarização cíclica foram conduzidos em solução 3,5 %
em peso de cloreto de sódio. Todas as soluções foram preparadas com reagentes
padrão analítico e água destilada e deionizada, e foram utilizadas na condição
naturalmente aerada. Após no máximo cinco ensaios as soluções eram descartadas,
para evitar contaminações.
Com o auxílio de um potenciostato PAR 273 da Princeton Applied Research,
conectado a microcomputador controlado pelo programa Corrosion Measurement
Software M-352 do mesmo fabricante, que realizou o controle do ensaio e coletou os
resultados, pôde-se realizar a polarização potenciodinâmica das amostras.
Imediatamente após o polimento até obter-se superfície com o acabamento
propiciado por diamante de 1 µm de granulometria, as amostras foram secas com
álcool etílico absoluto e jato de ar quente; em seguida, foram imersas na solução 0,5
M de ácido sulfúrico, naturalmente aerada, iniciando a polarização em tempo não
superior a 6 segundos, partindo de 300 mV abaixo do potencial de circuito aberto (ou
de corrosão) até +1200 mVECS. No mesmo equipamento pôde-se realizar a
polarização cíclica das amostras. Imediatamente após o lixamento até obter-se
superfície com o acabamento propiciado por lixa 600 mesh, as amostras foram
lavadas com água destilada e deionizada e secas com álcool etílico absoluto e jato de
ar quente; em seguida, foram imersas na solução 3,5% de cloreto de sódio,
naturalmente aerada, iniciando a polarização após 5 minutos de imersão a partir do
potencial de circuito aberto (ou de corrosão), realizando varredura contínua e
ascendente do potencia l, ocorrendo a reversão do sentido de varredura quando a
densidade de corrente anódica atingia 10- ³ A/cm²; o ensaio era encerrado quando se
atingia potencial 200 mV abaixo do potencial de início. Ao final dos ensaios de
polarização, os corpos-de-prova foram lavados com água destilada e deionizada,
sendo então secos com álcool etílico absoluto e jato de ar quente para posterior
observação por microscopia óptica e eletrônica de varredura. Os ensaios foram
conduzidos com uma velocidade de varredura de 1 mV/s e repetidos no mínimo 20
vezes por amostra, para garantir reprodutibilidade estatística dos resultados. A
temperatura de ensaio foi mantida em (22 ± 2) ºC.
3. RESULTADOS EXPERIMENTAIS E DISCUSSÃO
As microestruturas típicas da amostra solubilizada e das amostras envelhecidas a
850°C por 5 e 100 horas estão representadas pelas Micrografias 1 e 2. Nota-se que
ferrita e austenita estão em lamelas alternadas na amostra solubilizada (Micrografia
1(a)), e que após o envelhecimento por 5 horas (Micrografia 1(b)) há drástica
redução da fração volumétrica de ferrita, consumida em decomposição eutetóide que
gera sigma e austenita secundária, pobre em cromo e molibdênio, como já descrito
no trabalho de MAGNABOSCO (8).
Após 100 horas de envelhecimento a 850°C apenas sigma e austenita (inicial e
secundária, originada na decomposição eutetóide da ferrita) são encontradas na
microestrutura do material, com indícios também de formação de sigma a partir da
Sair
6ª Conferência sobre
Tecnologia de Equipamentos
austenita (nota -se, na região indicada pela seta na Micrografia 2(a), formação de
sigma no interior de lamela de austenita). A identificação das fases presentes foi
confirmada por difração de raios-X (exemplos de difratogramas obtidos encontramse na Figura 1) e por análise semiquantitativa por espectroscopia de energia
dispersiva (EDS) em microscópio eletrônico de varredura.
Após o ataque eletrolítico em hidróxido de potássio, seletivo à fase sigma, foi
possível a medição da fração volumétrica desta fase utilizando técnicas de
estereologia quantitativa e análise de imagens, automatizadas pelo software QMetals,
parte integrante do sistema de análise de imagens LEICA Q500/W. Exemplo da
microestrutura revelada pelo ataque de hidróxido de potássio se encontra na
Micrografia 2(b). Medidas magnéticas com o ferritoscópio permitiram a
determinação da fração volumétrica de ferrita. Resumo das frações volumétricas dos
microconstituintes encontra-se na Tabela 2.
Tabela 2. Fração volumétrica das fases em função do tratamento térmico
Fração volumétrica (%)
Tratamento térmico
Ferrita
Sigma
Austenita
Solubilização
40,9 ± 1,9
Não há
59,1 ± 1,9
850ºC / 5 h
1,6 ± 0,1
44,9 ± 2,3
53,5 ± 2,4
850ºC / 100 h
Não há
50,8 ± 3,2
49,2 ± 3,2
Os resultados dos ensaios de polarização potenciodinâmica em solução 0,5 M H 2SO 4
podem ser resumidos pelas curvas da Figura 2. Verificou-se que a complexidade
microestrutural das amostras não interferiu no potencial de corrosão (E*), que se
manteve em aproximadamente –198 mV ECS ; a maior variação foi encontrada na
amostra envelhecida por 5 horas, onde E* variou de –232 mVECS a –106mVECS.
Pode-se ainda constatar que a densidade de corrente que marca o início da região
transpassiva atinge seu valor máximo também na amostra envelhecida por 5 horas
(43,1 µA/cm²), apesar do potencial para início da região transpassiva ter valor
constante em torno de 900 mV ECS.
Analisando apenas a forma das curvas de polarização poder-se-ia concluir em
princípio que o envelhecimento por longos tempos a 850°C não afeta a resistência a
corrosão do aço em estudo, dada a semelhança entre as mesmas (Figura 2). Todavia,
o cálculo do valor de resistência de polarização (Rp, que é inversamente proporcional
à velocidade de corrosão) indica, para a amostra solubilizada, 20,2 kΩ .cm², em
média duas vezes superior a das amostras que contém sigma (11,3 k Ω .cm²); tais fatos
indicam que a presença desta fase aumenta a velocidade de corrosão do aço UNS
S31803.
Além da diferença encontrada na resistência de polarização, fases ricas em cromo são
preferencialmente atacadas em potenciais da região transpassiva após polarização em
solução 0,5 M H2SO 4 , como confirma a corrosão seletiva da ferrita na amostra
solubilizada (Micrografia 3), e a corrosão seletiva de sigma nas amostras
envelhecidas (Micrografias 4 e 5); nota-se o intenso ataque, principalmente à fase
sigma, que ocorreu em potenciais da região transpassiva, uma vez que a observação
de corpos-de-prova polarizados até o início desta região não apresentaram alteração
superficial. A corrosão sele tiva das fases foi comprovada pela análise dos corpos-deprova após polarização por análise semiquantitativa por espectroscopia de energia
dispersiva (EDS) em microscópio eletrônico de varredura.
A polarização cíclica em solução 3,5% NaCl gerou curvas como as apresentadas na
Figura 3; a partir delas, pode-se constatar que a presença de fase sigma ou fases
Sair
6ª Conferência sobre
Tecnologia de Equipamentos
associadas (austenita secundária) não afetam o potencial de corrosão (E*), que está
próximo de –263 mV ECS (Tabela 3).
Tabela 3. Potenciais de corrosão (E*),
polarização cíclica em 3,5% NaCl.
Tratamento Solubilizada
E* (mV ECS )
-252 ± 32
Epite (mVECS )
1050 ± 15
Eprot (mVECS )
988 ± 34
de pite (Epite), e de proteção (Eprot) na
850ºC / 5 h
-244 ± 49
159 ± 93
-154 ± 7
850ºC / 100 h
-299 ± 24
267 ± 21
-116 ± 73
Após a polarização, em todas as amostras, é visível a formação de pites, como
indicam as Micrografias 6 e 7. No entanto, o potencial de pite da amostra
solubilizada (Tabela 3) é muito superior ao das amostras que contém fase sigma e
austenita secundária, indicativo da menor resistência a formação de pites quando da
presença de fase sigma e austenita secundária, pobre em cromo e molibdênio.
Os potenciais de proteção das amostras que contém sigma e fases a esta associadas
(como austenita secundária) também são menores que aqueles encontrados na
amostra solubilizada (Tabela 3), mostrando o efeito maléfico do envelhecimento na
resistência à corrosão por pite.
A sugestão de que a corrosão por pite no aço em estudo está intimamente relacionada
a microestrutura ganha força na observação das superfícies após a polarização
cíclica, como mostram as Micrografias 6 e 7. É evidente nestes casos que o dano
provocado pelos pites formados acompanha a morfologia observada nas
microestruturas em questão. Tratar a formação destes pites, ou ao menos sua
iniciação, como um fenômeno de corrosão seletiva é, portanto, aceitável.
4. CONCLUSÕES
Do presente trabalho pode-se concluir que:
4.1 A presença de fase sigma e de austenita secundária não altera o potencial de
corrosão, nem o potencial de início da região transpassiva, do aço UNS S31803 em
solução 0,5 M H2 SO4 . De modo semelhante, a presença destas fases também não
altera o potencial de corrosão em solução 3,5% NaCl.
4.2 Na polarização do UNS S31803 em solução 0,5 M H2SO 4 a fase sigma é
corroída em potenciais da região transpassiva. Na ausência desta fase, no caso de
amostras solubilizadas, ocorre corrosão seletiva da ferrita. Assim, pode-se afirmar
que fases ricas em cromo são preferencialmente atacadas em potenciais da região
transpassiva neste sistema.
4.3 Em solução 0,5 M H2SO 4, amostras envelhecidas por 100 horas a 850°C tem
curva de polarização semelhante à da amostra solubilizada. No entanto, isto não
significa restituição da resistência à corrosão em meio ácido, pois a resistênc ia de
polarização, apresentada nesta solução, indica que a amostra envelhecida por 100
horas apresenta maior velocidade de corrosão do que a amostra solubilizada.
4.4 O potencial de pite do aço UNS S31803 em solução 3,5% NaCl é reduzido pela
presença de fase sigma e a corrosão por pite se dá como corrosão seletiva de fases ou
regiões empobrecidas em cromo e molibdênio, como nas interfaces sigma / matriz.
Sair
6ª Conferência sobre
Tecnologia de Equipamentos
AGRADECIMENTOS
Os autores agradecem ao CNPq pelo suporte na realização do trabalho, e às
pesquisadoras do Centro Tecnológico da Marinha - CTMSP, Lea Sarita Montagna e
Darlene Yuko Kobayashi-Ranzini, pelo auxílio com os procedimentos de
microscopia eletrônica de varredura.
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
(1) Potgieter J. H. e Cortie M. B., “Determination of the microstructure and alloy
element distribution in experimental duplex stainless steels”, Materials
characterization, 26 155-65, 1991.
(2) Eckenrod J. J. e Pinnow K. E., “Effects of chemical composition and thermal
history on the properties of alloy 2205 duplex stainless steel”, New developments in
stainless steel technology, Detroit, 77-87, 1984.
(3) Erbing M. L. e Groth H. L., “Duplex- un’alternativa all’acciaio inossidabile 316
per il risparmio di peso in applicazioni offshore”, L’acciaio inossidabile, 2 10-3,
1993.
(4) Nordström J. e Rung B., “Bollitori e torri di stoccaggio di pasta per carta in
acciai inossidabili duplex consentono risparmio di peso e di costi”, L’acciaio
inossidabile, 2 7-12, 1995.
(5) Leffler B., “Alloy 2205 for marine chemical tankers”, Materials performance,
60-3 (Abr) 1990.
(6) Agarwal D. C., “Duplex stainless steels – The cost effective answer to corrosion
problems of major industries”, Key Eng. Mater., 2, v. 20-28, 1677-92, 1988.
(7) Nilsson J. O., “Super duplex stainless steels”, Materials science and technology,
8 685-700, (Ago) 1992.
(8) Magnabosco R., “Influência da microestrutura no comportamento eletroquímico
do aço inoxidável UNS S31803 (SAF 2205)”, Tese (Doutorado em Engenharia),
Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais, Universidade de São Paulo,
1995, 181 p.
(a)
(b)
Figura 1. Espectros de difração de raios-X para (a) amostra solubilizada e (b)
envelhecida a 850°C por 100 horas, com identificação dos picos das fases presentes.
Sair
6ª Conferência sobre
Tecnologia de Equipamentos
Figura 2. Curvas de polarização potenciodinâmica em solução 0,5 M H2SO4 das
amostras solubilizada e envelhecidas a 850°C por 5 e 100 horas.
Figura 3. Curvas de polarização cíclica em solução 3,5% NaCl para o material
estudado nas diversas condições de tratamento térmico. As setas em cinza indicam o
sentido de polarização da amostra solubilizada, e os potenciais de corrosão (E*), de
pite (Epite), e de proteção (Eprot) para esta mesma amostra estão indicados.
(a)
(b)
Micrografia 1.(a) Amostra solubilizada. Ferrita (escura) e austenita (cinza). (b)
Amostra envelhecida a 850ºC por 5 horas. Ferrita (escura), austenita (cinza, notamse maclas na região inferior da micrografia) e sigma (sem ataque). Nota-se grande
redução da fração volumétrica de ferrita com o aumento do tempo de
envelhecimento. A taque: Behara modificado.
Sair
6ª Conferência sobre
Tecnologia de Equipamentos
(a)
(b)
Micrografia 2. (a) Amostra envelhecida a 850ºC por 100 horas. Austenita (cinza,
notam -se maclas na região inferior da micrografia) e sigma (sem ataque, ocorrendo
inclusive no interior da austenita na reg ião indicada pela seta). Ataque: Behara
modificado. (b) Amostra envelhecida a 850ºC por 100 horas. Sigma (escura),
permanecendo o restante da matriz sem ataque. Nota-se aumento da fração
volumétrica de fase sigma com o aumento do tempo de envelhecimento. Ataque:
KOH.
Micrografia 3. Superfície da amostra solubilizada após polarização
potenciodinâmica em 0,5 M H2SO4, imagem de elétrons secundários. A fase
preferencialmente atacada é a ferrita. α e γ identificam ferrita e austenita
respectivamente.
Micrografia 4. Superfície da amostra envelhecida a 850ºC por 5 horas após
polarização potenciodinâmica em 0,5 M H2SO4. Imagem de elétrons secundários. A
fase preferencialmente atacada é a sigma.
Sair
6ª Conferência sobre
Tecnologia de Equipamentos
Micrografia 5. Superfície da amostra envelhecida a 850ºC por 100 horas após
polarização potenciodinâmica em 0,5 M H2SO4, Imagem de elétrons secundários. A
fase preferencialmente atacada é a sigma.
Micrografia 6. Superfície da amostra envelhecida a 850ºC por 5 horas após
polarização cíclica em 3,5% NaCl. Imagem de elétrons retroespalhados.
Micrografia 7. Superfície da amostra envelhecida a 850ºC por 100 horas após
polarização cíclica em 3,5% NaCl. Imagem de elétrons secundários.