UNIVERSIDADE FEDERAL FLUMINENSE
ESCOLA DE ENGENHARIA
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA MECÂNICA
CAROLINA SATURNINO BRAGA ENNES
CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL NÃO
DESTRUTIVA DA DEGRADAÇÃO DE UM ESPELHO DE
GERADOR DE GÁS INERTE CONSTRUÍDO EM AISI 310S
Niterói
2013
CAROLINA SATURNINO BRAGA ENNES
CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL NÃO
DESTRUTIVA DA DEGRADAÇÃO DE UM ESPELHO
DE GERADOR DE GÁS INERTE CONSTRUÍDO EM
AISI 310S
Dissertação apresentada ao Programa
de Pós-Graduação em Engenharia
Mecânica da Universidade Federal
Fluminense como requisito parcial
para a obtenção do Grau de Mestre
em Engenharia Mecânica. Área de
Concentração: Metalurgia Física.
Orientador: Prof. Dr. JUAN MANUEL PARDAL
Niterói
2013
Ficha Catalográfica elaborada pela Biblioteca da Escola de Engenharia e Instituto de Computação da UFF
PXXX Ennes, Carolina Saturnino Braga.
Caracterização Microestrutural Não Destrutiva da Degradação de
um Espelho de Gerador de Gás Inerte Construído em AISI 310S./
Carolina Saturnino Braga Ennes. – Niterói, RJ: [s.n.], 2013.
XXX f.
Orientador: Juan Manuel Pardal.
Dissertação (Mestrado em Engenharia Mecânica) - Universidade
Federal Fluminense, 2013.
1. Gerador de gás inerte. 2. Aço inoxidável AISI 310S. 3. Réplica
metalográfica. 4. Dureza de campo. 5. Ensaios
Eletroquímicos. 6. Fases deletérias.
I. Título.
CDD XXX.XXX
CAROLINA SATURNINO BRAGA ENNES
CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL NÃO DESTRUTIVA DA
DEGRADAÇÃO DE UM ESPELHO DE GERADOR DE GÁS INERTE
CONSTRUÍDO EM AISI 310S
Dissertação apresentada ao Programa de PósGraduação em Engenharia Mecânica da
Universidade Federal Fluminense como
requisito parcial para a obtenção do Grau de
Mestre em Engenharia Mecânica. Área de
Concentração: Metalurgia Física.
Aprovada em 26 de abril de 2013.
BANCA EXAMINADORA
Prof. Dr. Juan Manuel Pardal - UFF - Orientador
Profa. Dr. Sérgio Souto Maior Tavares - UFF
Prof. Dr. Eduardo Ariel Ponzio – UFF
Prof. Dr. Marcelo Camargo Severo de Macêdo – UFES
Niterói
2013
À minha amada mãe, Elisabete, ao meu
amado pai e também engenheiro mecânico,
Edson, às minhas amadas irmãs, Carina e
Camila, e à minha querida avó, Lysette.
AGRADECIMENTOS
Ao Professor Juan Manuel Pardal – Meu orientador
querido, pela sua paciência, disposição, estímulo,
conhecimento e dedicação, se tornando forte
responsável por eu ter concluído este trabalho e
está importante etapa na vida profissional.
Ao Professor Sérgio Souto Maior Tavares pelo
apoio, cordialidade e conhecimento, constituindose em uma referência importante deste trabalho.
A todos os Professores integrantes do PGMEC, por
sua parcela de contribuição em meu crescimento e
formação profissional, e em especial ao professor
Luiz Carlos da Silva Nunes, por sua importante
participação no início desta jornada.
A todos os integrantes do Laboratório de
Metalografia e Tratamentos Térmicos da UFF
(LABMETT), em especial à Carmem Olivier e ao
Hugo Ribeiro da Igreja, pela ajuda para a
realização deste trabalho.
À equipe do Laboratório de Tecnologia de
Materiais de Equipamentos e Corrosão (TEMEC)
do CENPES, em especial ao Washington Pereira
da Silva, e ao Talles Ribeiro Montenegro, por
possibilitarem a realização dos ensaios de dureza
de campo.
À equipe do Laboratório de Corrosão (LabCOR)
do Instituto Politécnico de Nova Friburgo da
Universidade Estadual de Rio de Janeiro (IPRJUERJ) e ao Bruno Alberto Barbosa por
possibilitarem a realização dos ensaios com a ECPEN.
À Promon engenharia, e aos colegas e amigos que
fiz lá, pelo apoio, estímulo, participação e
compreensão.
Às amigas Lívia Pacheco e Renata Reis,
companheiras de curso do PGMEC, pela amizade,
ajuda, trabalho e estudo em conjunto.
Ao meu amado, e sempre amigo André Sinésio,
pela ajuda, carinho, compreensão e incentivo
durante a realização deste trabalho.
Finalmente, à minha Família, tão presente ao dar
apoio e amor, e por tanto torcer por mim, por toda
a minha vida. E a Deus.
RESUMO
Nos empreendimentos offshore comumente usa-se gás inerte para proteção
dos fluidos de processo. Neste contexto, são empregados geradores de gás
inerte, cujos espelhos são comumente fabricados em AISI 310S, devido à
sua elevada resistência à fluência e à oxidação em serviços em temperaturas
elevadas. Porém, nestes espelhos, podem surgir alterações microestruturais
devido a ações termomecânicas cíclicas às quais os mesmos são expostos. O
presente estudo propõe caracterizar a microestrutura em determinadas
regiões de um espelho através do uso de diversas técnicas não destrutivas.
Neste trabalho, foram efetuados ensaios de réplicas metalográficas, através
da realização de diversos ataques eletroquímicos com o intuito de revelar
fase sigma e carbonetos de cromo precipitados no material. Nestas regiões,
ensaios de dureza Vickers foram realizados mediante uso de um medidor
portátil de dureza. Além disso, foram realizados ensaios de polarização
eletroquímica de reativação cíclica (PERC) fazendo uso de uma solução de
2,00 M H2SO4 + 0,01 M KSCN em uma célula portátil especialmente
projetada visando avaliar de forma não destrutiva o grau de sensitização nas
diversas regiões do espelho. Finalmente, foram efetuados ensaios
eletroquímicos mediante uso de células de comercialização recente do tipo
caneta (EC-PEN) disponíveis em soluções de 0,1 M NaCl e 1 M NaCl. Os
resultados apresentados permitem estabelecer as vantagens e desvantagens
de cada metodologia de teste aplicada no espelho. Desta forma, o presente
trabalho permite a inspeção não destrutiva de espelhos de geradores de gás
inerte construídos nesta classe de materiais, levando a determinar diretrizes
confiáveis a respeito do estado destes, permitindo estabelecer ações que
mitiguem a ocorrência de falhas.
Palavras chave: Gerador de gás inerte, Aço inoxidável AISI 310S, Réplica
metalográfica, Dureza de campo, Ensaios Eletroquímicos, Fases deletérias.
ABSTRACT
Inert gas is commonly used in offshore industries to protect process fluids.
The plate of this equipment is generally built in AISI 310S, because this
material has high creep and oxidation resistance at elevated temperatures
services. However, microstructural changes can arise due to cyclic
thermomechanical actions to which the plates are exposed. The present
work proposes to characterize the microstructure in specific regions of the
plate by metallographic replica technique. Electrochemical attacks were
performed to reveal sigma phase and chromium carbides in this material. In
these regions, Vickers hardness tests were performed by using a ultrasonic
portable tester, based on Ultrasonic Contact Impedance (UCI). In addition,
were performed Double Loop Electrochemical Potentiokinetic Reactivation
test (DL-EPR) using a solution of 2.00 M H2SO4 + 0.01 M KSCN in a
specially designed portable cell to evaluate the sensitization in various
regions of the plate by means of nondestructive testing. Finally, has been
performed by use of pen type electrochemical cells (EC-PEN), recently
commercialized, available in solutions of 0.1 M NaCl and 1 M NaCl. The
results allow establishing the advantages and disadvantages of each test
methodology applied to the plate. Therefore, this work allows
nondestructive inspection of inert gas generators plates built in this class of
materials, leading to determine reliable guidelines about the status of these,
and establishing actions to mitigate the occurrence of failures.
Key-words: Inert gas generator, Stainless steel AISI 310S, Metallographic
replica, Portable hardness tester, Electrochemical tests, Deleterious phases.
SUMÁRIO
1.
INTRODUÇÃO, p.20
2
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA, p.23
2.1
GERADOR DE GÁS INERTE, p.23
2.2
CARACTERISTICAS DOS AÇOS INOXIDAVEIS AUSTENITICOS (AIA),
p.27
2.2.1 Composição Química e Relação dos Elementos de Liga, p.27
2.2.1.1
Cromo (Cr), p.31
2.2.1.2
Níquel (Ni), p.31
2.2.1.3
Molibdênio (Mo), p.31
2.2.1.4
Carbono (C), p.31
2.2.1.5
Nitrogênio (N), p.32
2.2.1.6
Manganês (Mn), p.32
2.2.1.7
Cobre (Cu), p.32
2.2.1.8
Silício (Si), p.32
2.2.1.9
Titânio (Ti) e nióbio (Nb), p.32
2.2.1.10 Fósforo(P) e enxofre (S), p.33
2.2.2 Metalurgia dos Aços inoxidáveis Austeníticos, p.33
2.2.2.1
Microestruturas Características – Diagramas de Equilíbrio, p.33
2.2.2.2
Tratamentos Térmicos, p.38
2.2.2.2.1
Solubilização, p.38
2.2.2.2.2
Estabilização, p.38
2.2.2.2.3
Envelhecimento, p.39
2.2.2.2.4
Alivio de tensões, p.39
2.2.2.3
Características e Morfologia dos Precipitados, p.40
2.2.2.3.1
Fase Sigma (), p.42
2.2.2.3.2
Fase Chi (χ), p.43
2.2.2.3.3
Carbonetos M23C6 e M7C3, p.44
2.2.3
Propriedades Físicas, p.50
2.2.4
Propriedades Mecânicas, p.51
2.2.5
Resistência à Corrosão, p.55
2.3
ESTUDO DE FALHA DE UM ESPELHO DE GERADOR DE GÁS INERTE,
p.61
2.4
CARACTERIZAÇÃO DE AÇOS INOXIDÁVEIS POR TÉCNICAS NÃO
DESTRUTIVAS, p.70
2.4.1
Metalografia de campo, p.70
2.4.2
Ensaio de Dureza de Campo, p.75
2.4.3
Ensaio de Polarização Eletroquímica de Reativação Cíclica, p.79
2.4.4
Ensaio eletroquímico EC-PEN, p.86
2.4.5
Ensaio por Ultrassom, p.88
3
MATERIAIS E MÉTODOS, p.90
3.1
MATERIAIS, p.90
3.2
DETERMINAÇÃO DOS LOCAIS DE REALIZAÇÃO DOS ENSAIOS,
p.91
3.3
CARACTERIZAÇÃO PRELIMINAR DESTRUTIVA, p.92
3.4
CARACTERIZAÇÃO POR TECNICAS NÃO DESTRUTIVAS , p.95
3.4.1
3.4.1.1
3.4.2
Metalografia de Campo, p.95
Quantificação de Fase Sigma, p.99
Ensaio de Dureza de Campo, p.100
3.4.3
Ensaio de Polarização Eletroquímica de Reativação Cíclica, p.102
3.4.4
Ensaio Eletroquímico EC PEN, p.109
4
RESULTADOS, p.112
4.1
METALOGRAFIA DE CAMPO, p.112
4.2
ENSAIOS DE DUREZA DE CAMPO (UCI), p.118
4.3
ENSAIOS DE POLARIZAÇÃO ELETROQUIMICA DE REATIVAÇÃO
CICLICA, p.121
4.4
ENSAIOS COM A CANETA ELETROQUÍMICA EC-PEN, p.135
5
CONCLUSÕES, p.138
6
SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS, p.141
7
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS, p.144
ÍNDICE DE FIGURAS
Figura 2.1 - Desenho esquemático do Gerador de gás inerte, p.24
Figura 2.2 - Vista de um gerador de gás inerte de uma plataforma offshore, p.24
Figura 2.3 - Vista lateral esquemática do espelho e queimador de um gerador de gás
inerte sob ação da chama, p.26
Figura 2.4 - Vista do espelho do gerador de gás inerte. (a) região próxima do
queimador. (b) região arrefecida por água de mar (PARDAL et al., 2011), p.26
Figura 2.5 - Modificações e composições a partir do AIA AISI 304 para obtenção de
propriedades especiais (PADILHA & GUEDES, 1994), p.29
Figura 2.6 - Microestrutura de um AIA trabalhado em estado solubilizado. Grãos livres
de precipitados, e outras fases (IMOA, 2013), p.33
Figura 2.7 - Diagrama de equilíbrio Fe-Cr para ligas com 0,1%C (adaptada de
LLEVELLYN & HUDD, 2000), p.35
Figura 2.8 - Diagrama esquemático de uma seção vertical do diagrama Fe-Cr-Ni,
situando os aços tipo 310, 308 e 312, (VITEK et al., 1983, apud PADILHA &
GUEDES, 1994), p.36
Figura 2.9 - Diagrama de Schaeffler (adaptada de LLEVELLYN & HUDD, 2000), p.37
Figura 2.10 - Principais transformações que ocorrem no AIA AISI 316 (PADILHA &
GUEDES, 1994), p.41
Figura 2.11 - Microestrutura do bocal de queimador construído em AISI 310 após 1 ano
de serviço (PERDOMO & SPRY, 2007), p.43
Figura 2.12 - Representação esquemática do contorno de grão em um AI sensitizado
(SILVA, 2007), p.46
Figura 2.13- Curvas TTS mostrando o efeito do C na precipitação de carbonetos (ASM,
1996), p.47
Figura 2.14 - Microestruturas obtidas no envelhecimento a 600ºC por 200 horas. (a)
MO, ataque eletrolítico; (b) MEV com solução 10% de ácido oxálico (8V, 60s); (c-d)
MEV, ataque de Vilela (TAVARES et al., 2009), p.48
Figura 2.15 - Microestruturas obtidas no envelhecimento a 700ºC por 200 horas. (a)
MO, ataque eletrolítico com solução 10%KOH (3V, 15s); (b-d) MEV, ataque de Vilela
(TAVARES et al., 2009), p.49
Figura 2.16 - Microestruturas obtidas no envelhecimento a 800ºC por 200 horas. (a)
Ataque de Vilela; (b) ataque eletrolítico em solução 10%KOH (TAVARES et al., 2009),
p.50
Figura 2.17 - Variação da dureza com o tempo de envelhecimento do AISI 310S
(TAVARES et al., 2009), p.53
Figura 2.18 - Variação da tenacidade com o tempo de envelhecimento do AISI 310S
(TAVARES et al., 2009), p.54
Figura 2.19 - Tipos mais frequentes de corrosão em AIA (PADILHA & GUEDES,
1994), p.56
Figura 2.20 - Variação de Ir/Ia para diversas temperaturas de envelhecimento
(TAVARES et al., 2009), p.59
Figura 2.21 - Imagens das amostras envelhecidas após ensaio de PERC. (A) 600°C 210h; (B) 700°C - 210h; (C) 800°C - 4h e (D) 800°C - 210h. (TAVARES et al., 2009),
p.60
Figura 2.22 - Curvas de polarização anódica para a amostra solubilizada e tratada a
800°C por 210h (TAVARES et al., 2009), p.61
Figura 2.23 - Porção do espelho do gerador de gás inerte mostrando as regiões
analisadas. Superfície voltada para o lado externo da câmara de combustão (PARDAL
et al., 2011), p.62
Figura 2.24 - Trincas na zona quente da região R2: (a) Trinca principal; (b) Trinca
secundária (PARDAL et al., 2011), p.63
Figura 2.25 - Trincas da região R2 na zona A analisadas no MEV (PARDAL et al.,
2011), p.64
Figura 2.26 - Trincas de corrosão sob tensão da região R4. (a) seção trasnversal próxima
da borda externa do espelho. (b) Ramificações características de CST (PARDAL et al.,
2011), p.65
Figura 2.27 - Microestrutura da região R2 (a) na superfície externa; (b) numa seção a
meia espessura; (c) na superfície interna (PARDAL et al., 2011), p.66
Figura 2.28 - Propagação da trinca na região R2 onde se observa intensa precipitação de
fase sigma (PARDAL et al., 2011), p.67
Figura 2.29 - Microestruturas de precipitação intergranular de carbonetos de cromo,
revelada com uma solução de 10% de ácido oxálico (8 V, 60 s): (a) região R4 e (b) a
região R7 (PARDAL et al., 2011), p.68
Figura 2.30 - Perfil de dureza obtido em diferentes regiões ao longo da seção transversal
do espelho (PARDAL et al., 2011), p.69
Figura 2.31 - Desenho esquemático da aplicação do filme de acetato de celulose sobre a
superfície de um material previamente atacado metalograficamente (STRUERS, 2013),
p.70
Figura 2.32 - Ataque eletrolítico de uma junta soldada de AISD com o reagente KOH.
Dispositivo para simular as condições de uma célula eletrolítica no campo (PARDAL et
al., 2009), p.71
Figura 2.33 - Sequência na realização do ensaio por réplicas metalográficas. (a)
Secagem da superfície após ataque eletrolítico. (b) amolecimento da réplica com
mistura de álcool e acetona. (c) Aplicação sobre a superfície. (d) réplica aplicada
(PARDAL et al., 2009), p.72
Figura 2.34 - Material necessário para a realização do ensaio de réplicas metalográficas
no campo (PARDAL et al., 2009), p.73
Figura 2.35 - Percentual de fases deletérias medidas por MOD, MOI e PM versus tempo
de tratamento térmico para 800 e 900ºC para o AISD UNS S32750 (PARDAL et al.,
2009), p.74
Figura 2.36 - Representação esquemática simplificada da sonda (FRANK, 2006 apud
THIAGO, 2011), p.75
Figura 2.37- Variações dos valores de dureza Vickers em relação à freqüência registrada
pela sonda (FRANK, 2006 apud THIAGO, 2011), p.76
Figura 2.38 - Equipamento portátil para ensaio de dureza UCI com sonda manual
(FRANK, 2006 apud THIAGO, 2011), p.77
Figura 2.39 - Equipamento portátil automatizado para ensaio de dureza UCI (FRANK,
2006 apud THIAGO, 2011), p.77
Figura 2.40 - Acessórios e equipamentos portáteis de ensaios de dureza. (1) Unidade
eletrônica de processamento; (2) Sondas de carga; (3) Gabarito para automatização do
ensaio; (4) Bloco padrão; (FRANK, 2006 apud THIAGO, 2011), p.78
Figura 2.41 - Célula eletroquímica portátil (HERCULANO, 200X), p.79
Figura 2.42 - Componentes da célula eletrolítica utilizada no teste de PERC. Da
esquerda para a direita: Tubo Pyrex, pontas de borracha e eletrodos (HERCULANO,
2004), p.80
Figura 2.43 - Curvas típicas obtidas através da técnica PERC para o material não
sensitizado, p.81
Figura 2.44 - Micrografia do aço AISI 316L, exposto a 450°C por 24 horas. (a) Imagem
do banco de dados do SENSISTEEL 1.0. (b) Resultado do ensaio PERC obtido com a
célula eletroquímica (HERCULANO, 2004), p.82
Figura 2.45 - Micrografia do aço AISI 304L exposto a 500°C por 96 horas. Imagem do
banco de dados do SENSISTEEL 1.0. (b) Resultado do ensaio PERC obtido com a
célula eletroquímica denotando sensitização (HERCULANO, 2004), p. 82
Figura 2.46 - Célula eletroquímica desenvolvida pelo ENGESOLDA-UFC (ANDRADE
et al., 2012), p.83
Figura 2.47 - Efeito da velocidade de varredura sobre a razão Ir/Ia.(ANDRADE et al.,
2012), p.84
Figura 2.48 - Efeito do diâmetro do bico da célula (área de contato) sobre o valor de
Ir/Ia. (ANDRADE et al., 2012), p.85
Figura 2.49 - Influência do tratamento térmico e velocidade de varredura sobre a razão
Ir/Ia (ANDRADE et al., 2012), p.85
Figura 2.50 - (a) EC-PEN. (b) unidade de controle portátil (BÜCHER et al., 2003), p.86
Figura 2.51 - Vista do corpo de polímero poroso da caneta EC-PEN, p.87
Figura 2.52 - (a) Curva de polarização para calibração com taxa de varredura de 10
mV/s. (b) Teste potenciostático a 0,2VSCE apresentando uma curva de material com
resistência à corrosão elevada (Pass), e uma curva referente a ocorrência de pites (Pit)
(adaptada de BÜCHER et al., 2003), p.88
Figura 2.53 - Variação da velocidade da onda ultrassônica com o tempo de
envelhecimento, utilizando diferentes freqüências de medição: (a) 4MHz; (b) 5MHz; (c)
10MHz; (d) 20MHz, p.89
Figura 3.1 - Porção de espelho de gerador de gás inerte recebido para estudo, p.90
Figura 3.2 - Porção de espelho do gerador de gás inerte. Regiões para realização dos
ensaios não destrutivos, p.92
Figura 3.3 - Tratamento térmico de solubilização realizado na amostra retirada do
material como recebido, p.93
Figura 3.4 - Potenciostato Autolab® Type III. 1- Computador para o tratamento de
dados, 2- Potenciostato, 3- Dummy cell, 4-Célula eletroquímica, p.94
Figura 3.5 - Esquema de instalação da célula eletrolítica convencional, p.95
Figura 3.6 - Execução do ataque eletroquímico a base de NaOH para revelar fase sigma,
p.96
Figura 3.7 - Região R2 após ataque. Réplica da região R3 sendo aplicada, p.97
Figura 3.8 - Região R2 após ataque denotando uma cor alaranjada. Réplica sendo
preparada para sua aplicação na superfície desta região, p. 97
Figura 3.9 - Destacamento da réplica da Região R5, p.98
Figura 3.10 - Observação simultânea das superfícies da réplica e do espelho na região
R3, p.98
Figura 3.11 - Exemplo de quantificação de fase sigma: (a) Imagem obtida por MO da
região R2 atacada com solução de NaOH. (b) Imagem binária tratada para contagem de
pixels através do programa Image Tools v.3.0, (2013), p.99
Figura 3.12 - Medidor de dureza Vickers portátil Krautkramer MIC 10 utilizado, p.100
Figura 3.13 - Porção do espelho sobre os apoios metálicos e a placa de borracha, p.101
Figura 3.14 - Medição sendo efetuada na região R2 do espelho, p.101
Figura 3.15 - Endentações resultantes do processo de medição na região R2, p.102
Figura 3.16 - Desenho esquemático de projeto da célula portátil. 1- corpo da célula, 2Tampa, 3- O´ring, 4- Molas, 5- Pés, p.103
Figura 3.17 - Esquema de esforços atuantes para fixação efetiva da célula, p.104
Figura 3.18 - Vista superior da célula exibindo as furos para instalação dos eletrodos e
de entrada e saída da solução de teste. 1- Eletrodo calomelano saturado (SCE), 2Contra-eletrodo de platina, 3-4 Entrada/saída da solução, p.104
Figura 3.19 - Sistema de fixação do eletrodo de trabalho. (a) Adição de cola prata na
extremidade da vara roscada. (b) Disposição final do eletrodo de trabalho, p.105
Figura 3.20 - Distância entre o entre o contato do eletrodo de trabalho e o centro do
orifício de contato da célula, p.106
Figura 3.21 - Detalhe da instalação da célula para o inicio de um ensaio, p.107
Figura 3.22 - Célula sendo carregada com a solução de teste mediante uso de uma
pipeta, p.107
Figura 3.23 - Célula pronta para a realização do ensaio de PERC na região R3, p.108
Figura 3.24 - Ensaio da região R1 mediante uso da caneta eletroquímica (EC-PEN),
p.109
Figura 3.25 - Ensaio da região R7 mediante uso da caneta eletroquímica (EC-PEN),
p.110
Figura 3.26 - Eletrodos de trabalho do sistema de medição do EC-PEN, p.110
Figura 4.1 - Fase σ precipitada na R1. (a) 950X (b) 3800X, p.112
Figura 4.2 - Fase σ precipitada na R2. (a) 950X (b) 3800X, p.113
Figura 4.3 - Fase σ precipitada na R3. (a) 950X (b) 3800X, p.113
Figura 4.4 - Fase σ precipitada na R4. (a) 950X (b) 3800X, p.113
Figura 4.5 - Perfil da cinética de precipitação de fase σ, p.114
Figura 4.6 - Carbonetos de cromo e fase σ precipitados na R1. (a) 950X (b) 3800X,
p.115
Figura 4.7 - Carbonetos de cromo e fase σ precipitados na R2. (a) 950X (b) 3800X,
p.115
Figura 4.8 - Carbonetos de cromo e fase σ precipitados na R3. (a) 950X (b) 3800X,
p.115
Figura 4.9 - Carbonetos de cromo e fase σ precipitados na R4. (a) 950X (b) 3800X,
p.116
Figura 4.10 - Carbonetos de cromo precipitados na R5. (a) 950X (b) 3800X, p.116
Figura 4.11 - Carbonetos de cromo precipitados na R6. (a) 950X (b) 3800X, p.116
Figura 4.12 - Carbonetos de cromo e precipitados na R7. (a) 950X (b) 3800X, p.117
Figura 4.13 - Trincas descontínuas na região R2. 475X, p.117
Figura 4.14 - Detalhe de uma das trincas encontradas na região R2. 475X, p.118
Figura 4.15 - Comparação entre os resultados de ensaio de dureza de campo e
laboratorial baseado nos resultados apresentados por Pardal et al., (2011), p.119
Figura 4.16 - Perfil do teor de fase σ e perfil de dureza, p.120
Figura 4.17 - Área de medição de dureza nas proximidades de R2, p.121
Figura 4.18 - Resultado do ensaio de PERC para a região R1 (Ir/Ia = 0,145), p.122
Figura 4.19 - Resultado do ensaio de PERC para a região R2 (Ir/Ia = 0,108), p.123
Figura 4.20 - Resultado do ensaio de PERC para a região R3 (Ir/Ia = 0,319), p.123
Figura 4.21 - Resultado do ensaio de PERC para a região R4 (Ir/Ia = 0,277), p.124
Figura 4.22 - Resultado do ensaio de PERC para a região R5 (Ir/Ia = 0,257), p.124
Figura 4.23 - Resultado do ensaio de PERC para a região R6 (Ir/Ia = 0,340), p.125
Figura 4.24 - Resultado do ensaio de PERC para a região R7 (Ir/Ia = 0,178), p.125
Figura 4.25 - Resultado do ensaio destrutivo de PERC para a região R1 (Ir/Ia = 0,15),
p.127
Figura 4.26 - Resultado do ensaio destrutivo de PERC para a região R4 (Ir/Ia = 0,210),
p.127
Figura 4.27 - Micrografias obtidas através de metalografia convencional destrutiva da
amostra da região R1, após ataque eletrolítico (a) em solução 10% de ácido oxálico e (b)
em solução de 10% NaOH, p.128
Figura 4.28 - Microestrutura da região R4, obtida através de metalografia convencional
destrutiva, revelada com ataque eletrolítico em solução 10% de ácido oxálico, p.129
Figura 4.29 - Resultado do ensaio de PERC para amostra solubilizada. Curva
característica do material não sensitizado, p.130
Figura 4.30 - Microestruturas da amostra solubilizada, livre de precipitações. (a) 950X.
(b) 1900X, p.130
Figura 4.31 - Microestrutura da amostra solubilizada, exibindo o contorno livre de
precipitações, p.131
Figura 4.32 - Resultado do ensaio destrutivo de PERC para a região R1E (Ir/Ia = 0,530),
p.132
Figura 4.33 - Microestruturas da região R1E, obtidas através de metalografia
convencional destrutiva, com ataques eletrolíticos com soluções a base de (a) ácido
oxálico e, (b) NaOH, p.132
Figura 4.34 - Resultado do ensaio destrutivo de PERC para a região R4E (Ir/Ia = 0,024),
p.133
Figura 4.35 - Teor de fase σ e perfil de Ir/Ia ao longo da direção radial do espelho, p.134
Figura 4.36 - Perfil dos resultados de Ir/Ia e Ar/Aa obtidos na direção radial do espelho,
p.135
Figura 4.37 - Perfil do teor de fase do teor de fase σ e a resistência a corrosão por pites,
obtidos na direção radial do espelho, p.137
ÍNDICE DE TABELAS
Tabela 2.1 - Composição química dos principais aços inoxidáveis austeníticos (AIA)
comerciais. (adaptada de ASTM A240, 2004), p.29
Tabela 2.2 - Propriedades Físicas de AIA trabalhados em estado solubilizado (adaptada
de ASM, 1996), p.51
Tabela 2.3 - Propriedades mecânicas mínimas de AIA à temperatura ambiente (ASM,
1996), p.51
Tabela 2.4 - Propriedades mecânicas do AISI 310 estudado por Perdomo & Spry,
(2007), p.54
Tabela 2.5 - Valores de Tenacidade do AISI 310 estudado por Perdomo & Spry, (2007),
p.54
Tabela 2.6 - Grau de sensitização obtidos com as três soluções de teste (TAVARES et
al., 2009), p.58
Tabela 2.7 - Potenciais de pites para uma solução de 3,5% NaCl (TAVARES et al.,
2009), p.61
Tabela 2.8 - Resultados dos ensaios de impacto realizado para diferentes condições de
tratamento térmico à temperatura de 22ºC (PARDAL et al., 2011), p.69
Tabela 2.9 - Percentuais de fases deletérias precipitadas mediante tratamentos por
resfriamento contínuo no AISD estudado (PARDAL et al., 2009), p.74
Tabela 3.1 - Composição química (% em peso) do material recebido. Fe balanço, p.91
Tabela 3.2 - Distâncias em relação à extremidade da abertura do bocal de cada região
analisada, p.92
Tabela 3.3 - Características dos ataques metalográficos empregados (PARDAL et al.,
2011), p.95
Tabela 4.1 - Teor percentual de fase σ, p.114
Tabela 4.2 - Valores de dureza Vickers nas regiões R1 a R7, p.118
Tabela 4.3 - Relações Ir/Ia obtidas para os ensaios de PERC, p.126
Tabela 4.4 - Relações Ar/Aa obtidas para os ensaios de PERC, p.135
Tabela 4.5 - Resultado medições realizadas com a caneta EC-PEN utilizando uma
solução de1M NaCl, p.136
CAPÍTULO 1
1.
INTRODUÇÃO
Nos empreendimentos offshore da atualidade é freqüente o uso de gás inerte para
proteção dos fluidos de processo. Navios e plataformas contam com sistemas de gás inerte,
que suprem a necessidade do gás para a inertização de linhas e equipamentos, com objetivo de
evitar a existência de atmosfera explosiva. O sistema de gás inerte tem o objetivo criar uma
atmosfera com quantidade reduzida de oxigênio nas linhas e equipamentos para valores de até
5% deste elemento (TRINDADE, 2011).
Muitos desses sistemas fazem uso dos gases de descarga que comumente sairiam
através da chaminé do navio ou plataforma para serem descarregados na atmosfera. Estes
gases de combustão, geralmente provenientes de caldeiras, são condicionados ao uso para
inertização. Como alternativa à descarga da caldeira pode também se encontrar a geração do
gás inerte através de uma turbina a gás, ou a instalação de um equipamento denominado
“Gerador de gás inerte” (TRINDADE, 2011).
Esses geradores de gás inerte possuem um queimador e uma câmara de combustão
resfriada com água, na qual ocorre a queima de combustível (gás natural ou óleo diesel)
misturado com o ar atmosférico soprado por ventiladores. Deste modo, os gases de combustão
resultantes da queima geram o gás inerte. Assim sendo, o gás liberado consiste basicamente
de nitrogênio (N2) e dióxido de carbono (CO2) (TRINDADE, 2011).
21
Nessas câmaras de combustão, os espelhos se destacam dentre os principais elementos
construtivos. Estes espelhos são comumente fabricados em aço inoxidável austenítico AISI
310S, em virtude da sua elevada resistência à oxidação e à possibilidade de operar em
temperaturas elevadas. No entanto, podem surgir alterações microestruturais nos espelhos
destes equipamentos, como conseqüência das ações termomecânicas cíclicas às quais o
mesmo está exposto para tempos prolongados de serviço.
Portanto, o presente estudo pretende avaliar microestruturalmente diferentes regiões de
um espelho de um sistema gerador de gás inerte, mediante a aplicação de diversas técnicas
não destrutivas.
Inicialmente procedeu-se à utilização de réplicas metalográficas, de modo a
caracterizar a microestrutura de espelhos em diversos locais do mesmo. Desta maneira
poderão ser avaliados os locais mais solicitados termicamente neste componente permitindo
traçar um perfil de mudanças microestruturais. Para tal, neste estudo foram realizados os
ataques eletroquímicos da superfície com reagentes a base de hidróxido de sódio e ácido
oxálico para revelar fases deletérias como sigma e carbonetos de cromo, respectivamente.
Posteriormente, se realizaram nas regiões de análise, medições de dureza mediante uso
de um durômetro de campo Vickers. Este dispositivo portátil utilizado se caracteriza por sua
medição se basear no principio de impedância acústica de contato (Ultrasonic Contact
Impedance - UCI), destacando que as impressões são de pequeno tamanho podendo-se
considerar este ensaio como não destrutivo.
A seguir, foram efetuados, nas regiões de interesse do espelho, ensaios pela técnica de
Polarização Eletroquímica de Reativação Cíclica (PERC) mediante uso de uma solução de 2,0
M H2SO4 + 0,01 M KSCN. Neste ensaio, destacou-se a utilização de uma célula portátil não
destrutiva que permite a realização do ensaio com baixas taxas de varredura. Deste modo, foi
avaliado o grau de sensitização mediante metodologias baseadas na determinação dos valores
dos picos de corrente e das áreas integradas do ciclo em cada região do espelho.
Finalmente, foram efetuados ensaios eletroquímicos mediante uso de células de
comercialização recente do tipo caneta (EC-PEN) disponíveis em soluções de 0,1 M NaCl e 1
M NaCl. Este técnica permitiu avaliar qualitativamente a degradação microestrutural do
material, previa à calibração do dispositivo de medição em uma amostra em condição
solubilizada.
Os resultados apresentados permitem estabelecer as vantagens e desvantagens de cada
metodologia de teste aplicada no espelho. Desta forma, o presente trabalho permite a inspeção
não destrutiva de espelhos de geradores de gás inerte construídos nesta classe de materiais,
22
levando a determinar diretrizes confiáveis a respeito do estado destes, permitindo estabelecer
ações que mitiguem a ocorrência de falhas nestes equipamentos.
CAPÍTULO 2
2
2.1
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
GERADOR DE GÁS INERTE
Conforme comentado no Capitulo 1, nos empreendimentos offshore da atualidade é
frequente o uso de gás inerte para proteção dos fluidos de processo fazendo, geralmente, o uso
de um equipamento denominado gerador de gás inerte. Navios e plataformas contam com
sistemas de gás inerte, que suprem a necessidade do gás para a inertização de linhas e
equipamentos, com objetivo de evitar a existência de atmosfera explosiva. O sistema de gás
inerte tem o objetivo criar uma atmosfera com quantidade reduzida de oxigênio nas linhas e
equipamentos para valores de até 5% deste elemento (TRINDADE, 2011).
O sistema de geração de gás inerte consiste de três partes essenciais listadas a seguir:

Produção do gás.

Resfriamento do gás produzido e depuração.

Distribuição.
No entanto, estes sistemas também aproveitam os gases de combustão, geralmente
provenientes de caldeiras e/ou de turbinas a gás, que seriam descarregados na atmosfera.
Portanto, estes gases de combustão são também condicionados ao uso para inertização
(TRINDADE, 2011).
28
Os geradores de gás inerte são constituídos basicamente por um queimador e uma
câmara de combustão refrigerada parcialmente com água, tal como apresentado pelas Figuras
2.1 e 2.2. Nesta câmara ocorre a queima de gás natural ou óleo diesel misturado
estequiometricamente com o ar atmosférico soprado na câmara por ventiladores. Deste modo,
os gases de combustão resultantes da queima geram o gás inerte. Assim sendo, o gás liberado
consiste basicamente de nitrogênio (N2) e dióxido de carbono (CO2) (TRINDADE, 2011).
Figura 2.1 - Desenho esquemático do gerador de gás inerte.
Figura 2.2 - Vista de um gerador de gás inerte de uma plataforma offshore.
25
O gás inerte consiste de vários gases provenientes da combustão dependendo do tipo e
qualidade do combustível usado nos geradores. O N2 é seu maior componente
(aproximadamente 77%), embora o CO2 esteja presente em quantidades significativas em,
aproximadamente, 13%. Entretanto, podem estar presentes, como produto da combustão,
pequenas quantidades de monóxido de carbono (CO), dióxido de enxofre (SO), óxidos de
nitrogênio, vapor d’água (H2O) e fuligem (TRINDADE, 2011).
Neste sentido, o teor de CO no gás inerte é, tipicamente, em torno de 0,01% em
volume, mas se o ar em excesso for diminuído drasticamente, minimiza-se então a presença
de O2 na combustão aumentando significativamente a concentração de CO, sendo este gás
nocivo para a saúde. Portanto, a combustão dos elementos deve ser rigorosamente controlada.
A etapa de resfriamento do gás produzido e sua depuração é realizada por uma torre
lavadora de gases. Esta torre, que utiliza água do mar para a troca térmica, tem como
propósito resfriar os gases de descarga e remover a maior parte do dióxido de enxofre e
partículas de fuligem.
Dentre os elementos construtivos do gerador se destacam os espelhos que, geralmente
são construídos em materiais resistentes a elevadas temperaturas de serviço, estando
comumente sujeitos aos fenômenos de oxidação e fluência. Portanto, costuma-se utilizar aços
inoxidáveis austeníticos (AIA) com altos teores de níquel, destacando-se o uso do AIA AISI
310S. A Figura 2.3 mostra esquematicamente a localização do espelho na câmara sob ação
das chama e a Figura 2.4 exibe o espelho de um gerador de gás inerte desmontado para
inspeção e manutenção. Salienta-se que na região identificada como A, da Figura 2.4, é
aquela próxima do bocal do queimador, ao passo que a região B é refrigerada por um circuito
externo contendo água do mar.
26
Figura 2.3 - Vista lateral esquemática do espelho e queimador de um gerador de gás inerte sob
ação da chama.
Figura 2.4 - Vista do espelho do gerador de gás inerte. (a) região próxima do queimador. (b)
região arrefecida por água de mar (PARDAL et al., 2011).
Salienta-se que o uso de estes geradores é realizado em forma intermitente, tendo em
vista que comumente são dispostos, na linha de gás inerte, dois destes equipamentos em
paralelo, ficando sempre um deles sempre em stand by. Assim sendo, estes equipamentos
operam com repetidos ciclos de temperatura. Portanto, o espelho está sujeito a gradientes
térmicos importantes na direção radial e os ciclos de aquecimento e resfriamento se
transformam em ciclos de tensão térmica, principalmente na face mais quente voltada para a
chama.
27
2.2
CARACTERISTICAS DOS AÇOS INOXIDAVEIS AUSTENITICOS (AIA)
O campo de aplicação dos aços inoxidáveis austeníticos (AIA) é bastante vasto,
podendo abranger desde produtos de uso doméstico até aqueles empregados na indústria
química, petroquímica, alimentícia, farmacêutica, médico-hospitalar, entre outras. A razão
dessa diversidade de aplicações deve-se a uma combinação favorável de propriedades. Os
aços inoxidáveis austeníticos (AIA) podem ter composições e propriedades variadas, porém
apresentam muitas características em comum. Em geral, são endurecíveis por trabalho a frio.
Quando solubilizados são não-magnéticos, porém podem se tornar levemente magnéticos
após trabalho a frio. Na condição solubilizada apresentam excelente conformabilidade. Além
disso, esta família de aços inoxidáveis possui boa resistência à corrosão em diversos meios.
Os AIA possuem uma grande resistência à fluência em temperaturas elevadas, assim como
também a baixas temperaturas por não apresentarem transição dúctil frágil devido à estrutura
cristalina cúbica de face centradas (CFC) (ISS, 1999).
Por outro lado, os aços austeníticos são sensíveis à corrosão sob-tensão na presença de
ions cloro e, muitas classes desses aços, também são suscetíveis a apresentar trincas de
solidificação (ISS, 1999). Finalmente, vale salientar que, os AIA possuem baixa
condutividade térmica e alto coeficiente de expansão térmica se comparados com outras
famílias de aços inoxidáveis (AI).
2.2.1
Composição Química e Relação dos Elementos de Liga
A composição química dos AIA tem grande influência na microestrutura metalúrgica,
propriedades mecânicas e físicas, assim como na resistência à corrosão destes aços. Os AIA
são ligas de ferro e cromo (Fe-Cr) destacadas pela adição de elementos de liga estabilizadores
da austenita como níquel, manganês e nitrogênio, que expandem o domínio austenítico () no
diagrama ferro-cromo (ASM, 1996).
Os aços AIA convencionais são classificados pelo American Iron and Steel Institute
AISI em dois grandes grupos denominados séries 300 e 200. A série 300, que é mais
importante, abrange os aços com 16 a 25% de cromo e 8 a 22% de níquel em peso, tendo
ainda, outros elementos de liga em pequenas quantidades. Nos aços da série 200, o níquel é
parcialmente substituído pelo manganês e nitrogênio (CAMPOS, 2003).
28
Os elementos de liga adicionados podem entrar em solução sólida substitucional ou
intersticial. Os elementos intersticiais geram grandes deformações nas redes cristalinas, e por
isso tem maior efeito de endurecimento. Os casos dos elementos N e C são exemplos de
elementos intersticiais, devido a possuírem pequeno raio atômico (CAMPOS, 2003).
A Figura 2.5 mostra os aços mais comuns deste grupo, obtidos a partir do AIA AISI
304, destacando-se pela adição de outros elementos. Adicionalmente, a Tabela 2.1 exibe as
composições de alguns graus comerciais típicos de acordo com a especificação ASTM A240,
(2004) que abrange chapas e tiras de AIA para vasos de pressão e aplicações generais.
Figura 2.5 - Modificações e composições a partir do AIA AISI 304 para obtenção de
propriedades especiais (PADILHA & GUEDES, 1994).
29
Tabela 2.1 - Composição química dos principais aços inoxidáveis austeníticos (AIA)
comerciais. (adaptada de ASTM A240, 2004).
Designação UNS
Tipo
Carbono
Manganês
Fósforo
Enxofre
Silício
Cromo
Níquel
Molibdênio
Nitrogênio
Outros elementos
N08904
904L
0,020
2,00
0,045
0,035
1,00
19,0-23,0
23,0-28,0
4.0-5.0
0,10
Cu 1,0-2,0
S20100
201
0,15
5.5-7.5
0,060
0,030
1,00
16,0-18,0
3,5-5,5
...
0,25
...
S30100
301
0,15
2,00
0,045
0,030
1,00
16,0-18,0
6,0-8,0
...
0,10
...
S30103
301L
0,03
2,00
0,045
0,030
1,00
16,0-18,0
6,0-8,0
...
0,20
...
S30153
301LN
0,03
2,00
0,045
0,030
1,00
16,0-18,0
6,0-8,0
...
0,07-0,20
...
S30400
304
0,08
2,00
0,045
0,030
0,75
18,0-20,0
8,0-10,5
...
0,10
...
S30403
304L
0,030
2,00
0,045
0,030
0,75
18,0-20,0
8,0-12,0
...
0,10
...
S30409
304H
0,04-0,10
2,00
0,045
0,030
0,75
18,0-20,0
8,0-10,5
...
...
...
S30451
304N
0,04-0,06
2,00
0,045
0,030
0,75
18,0-20,0
8,0-10,5
...
0,10-0,16
...
S30908
309S
0,08
2,00
0,045
0,030
0,75
22,0-24,0
12,0-15,0
...
...
...
S30909
309H
0,04-0,10
2,00
0,045
0,030
0,75
22,0-24,0
12,0-15,0
...
...
...
S30940
309Cb
0,08
2,00
0,045
0,030
0,75
22,0-24,0
12,0-16,0
...
...
Cb 10 x C min, 1,10max
S30941
309HCb
0,04-0,10
2,00
0,045
0,030
0,75
22,0-24,0
12,0-16,0
...
...
Cb 10 x C min, 1,10max
S31008
310S
0,08
2,00
0,045
0,030
1,50
24,0-26,0
19,0-22,0
...
...
...
S31009
310H
0,04-0,10
2,00
0,045
0,030
0,75
24,0-26,0
19,0-22,0
...
...
...
S31040
310Cb
0,08
2,00
0,045
0,030
1,50
24,0-26,0
19,0-22,0
...
...
Cb 10 x C min, 1,10max
S31041
310HCb
0,04-0,10
2,00
0,045
0,030
0,75
24,0-26,0
19,0-22,0
...
...
Cb 10 x C min, 1,10max
S31050
310MoLN
0,020
2,00
0,030
0,010
0,50
24,0-26,0
20,5-23,5
1,60-2,60
0,09-0,15
...
S31600
316
0,08
2,00
0,045
0,030
0,75
16,0-18,0
10,0-14,0
2,00-3,00
0,10
...
S31603
316L
0,030
2,00
0,045
0,030
0,75
16,0-18,0
10,0-14,0
2,00-3,00
0,10
...
S31609
316H
0,04-0,10
2,00
0,045
0,030
0,75
16,0-18,0
10,0-14,0
2,00-3,00
...
...
S31700
317
0,08
2,00
0,045
0,030
0,75
18,0-20,0
11,0-15,0
3,0-4,0
0,10
...
S31703
317L
0,030
2,00
0,045
0,030
0,75
18,0-20,0
11,0-15,0
3,0-4,0
0,10
...
S32100
321
0,08
2,00
0,045
0,030
0,75
17,0-19,0
9,0-12,0
...
...
Ti 5 x (C + N)min, 0,70 max
S32109
321H
0,04-0,10
2,00
0,045
0,030
0,75
17,0-19,0
9,0-12,0
...
...
Ti 4 x (C + N)min, 0,70 max
S34700
347
0,08
2,00
0,045
0,030
0,75
17,0-19,0
9,0-13,0
...
...
Cb 10 x C min, 1,00max
S34709
347H
0,04-0,10
2,00
0,045
0,030
0,75
17,0-19,0
9,0-13,0
...
...
Cb 8 x C min, 1,00max
Embora não observado na Tabela 2.1, o tipo 310 se diferencia do 310S por possuir um
teor máximo de carbono de 0,25% em peso (TEKNIKGROUP, 2013). Este fato aumenta
consideravelmente a susceptibilidade de formação de carbonetos de cromo em altas
temperaturas de modo melhorar a resistência à fluência, porém aumenta substancialmente os
riscos de corrosão intergranular, tal como será abordado oportunamente na seção 2.2.2.3.3. Na
Tabela 2.1 se observam vários tipos de AIA do tipo 310, onde se destacam além do 310S,
analisado no presente trabalho pela sua vasta disponibilidade no mercado, o 310H, que pode
possuir teores levemente maiores de C se comparado com o tipo 310S. Destaca-se ainda, os
tipos estabilizados com nióbio (Nb) ou também denominado colúmbio (Cb) pela indústria
americana, 310Cb e 310HCb, que melhoram a resistência à fluência minimizando os riscos de
corrosão intergranular. Finalmente, o tipo 310MoLN é um tipo de AIA rico em Mo e N se
comparado com as outras designações comerciais de AIA 310 mostradas na Tabela 2.1.
30
No entanto, vale salientar que, uma nova categoria de aços inoxidáveis de alta
resistência à corrosão tem sido cada vez mais utilizada, eles são conhecidos como High
Performance Austenitic Stainless Steels (HPASS). Este alto desempenho se dá devido à
presença de teores maiores de nitrogênio e molibdênio do que os comumente adicionados aos
AIA (IMOA, 2013).
Nas subseções seguintes é apresentada de forma sucinta a influência e características
dos principais elementos de liga presentes nos AIA (IMOA, 2013).
2.2.1.1 Cromo (Cr)
O cromo (Cr) é o elemento de liga responsável pela a formação da camada passiva nos
AI. Nos AI o teor de Cr deve ser maior que 11%.
2.2.1.2 Níquel (Ni)
O principal objetivo da adição de níquel (Ni) é garantir a formação e estabilização da
austenita. Quanto mais Cr, ou outros elementos estabilizadores de ferrita forem adicionados,
mais Ni será necessário para garantir a estrutura austenítica.
2.2.1.3 Molibdênio (Mo)
O molibdênio (Mo) aumenta a resistência à corrosão por pites e por frestas em
ambientes contendo cloretos, assim como também em atmosferas redutoras. O teor mínimo de
Mo adicionado em alguns tipos de AIA é de 2% e, nos HPASS, o máximo adicionado é de
7,5%. Porém, o Mo é um elemento ferritizante e, participa na formação de fases deletérias, tal
como, sigma () quando o AIA é exposto por períodos prolongos a temperaturas elevadas, tal
como será abordado oportunamente na seção 2.2.2.3.1.
2.2.1.4 Carbono (C)
O carbono (C) aumenta a resistência mecânica dos AIA, porém é prejudicial à
resistência à corrosão, devido à formação de carbonetos de cromo, deste modo é normalmente
31
limitado em pequenas quantidades. Assim sendo, se podem distinguir, a partir da Tabela 2.1,
o 304L e 316L que limitam o teor de C a 0,03% em peso. Conforme comentado, o tipo 310S,
estudados no presente trabalho, se diferencia do tipo 310 por possuir um menor teor de C.
2.2.1.5 Nitrogênio (N)
O nitrogênio (N) é um forte estabilizador da austenita e, quando em solução sólida é o
elemento mais benéfico para o aumento da resistência mecânica sem prejudicar a ductilidade
e tenacidade de AIA. Quando adicionado aos AIA, o N também melhora substancialmente a
resistência à corrosão por pites e frestas. No entanto, é adicionado de modo que não seja
excedido o seu limite de solubilidade na austenita de modo que não ocorra a formação de
nitretos e porosidades na microestrutura.
2.2.1.6 Manganês (Mn)
O manganês (Mn) é utilizado para a desoxidação dos aços fundidos. Ele estabiliza a
austenita e também aumenta a solubilidade do nitrogênio nesta fase.
2.2.1.7 Cobre (Cu)
O cobre (Cu) aumenta a resistência à corrosão dos AI em ácidos redutores, tal como os
ácidos sulfúrico e fosfórico.
2.2.1.8 Silício (Si)
Assim como o Mn, o silício (Si) também é utilizado para desoxidação do aço fundido.
Portanto, inclusões de óxidos contendo silício, manganês e outros desoxidantes são
comumente encontrados. Esses óxidos influenciam sutilmente a qualidade superficial,
soldabilidade e resistência à corrosão dos aços.
32
2.2.1.9 Titânio (Ti) e nióbio (Nb)
Esses elementos, fortes formadores de carbonetos, são adicionados para evitar a
corrosão intergranular, visto que formam carbonetos do tipo TiC e NbC, ao invés de
carbonetos de cromo, tal como será abordado na seção 2.2.2.2.2. Eles também aumentam a
resistência à fluência (IMOA, 2013). Para estes fins, o teor mínimo de Ti é 5x%C e o de Nb é
10x%C (PADILHA & GUEDES, 1994).
2.2.1.10 Fósforo (P) e enxofre (S)
Estes elementos possuem fortes efeitos deletérios nos AI, restringindo sua presença em
valores percentuais residuais máximos. Principalmente, são prejudiciais ao trabalho a quente
podendo causar trincas de solidificação, embora o enxofre (S) exerça efeito benéfico na
usinabilidade destes materiais.
2.2.2
Metalurgia dos Aços inoxidáveis Austeníticos
2.2.2.1 Microestruturas Características – Diagramas de Equilíbrio
De modo geral, os AI são classificados de acordo com a sua microestrutura em:
austeníticos (AIA), ferríticos (AIF), martensíticos (AIM) e austeno-ferríticos ou duplex
(AID). A composição química e os processos de tratamentos térmicos definem a quantidade e
tipo de fases que estarão presentes no AI determinando assim a suas propriedades
(LLEVELLYN & HUDD, 2000). A Figura 2.6 mostra a microestrutura de um AIA trabalhado
destacando-se a presença de maclas nos cristais de austenita (CFC).
33
Figura 2.6 - Microestrutura de um AIA trabalhado em estado solubilizado. Grãos livres de
precipitados, e outras fases (IMOA, 2013).
Para se obter uma microestrutura austenítica são adicionados elementos que ampliam
o campo austenítico no diagrama de fases, ou seja, favorecem à formação e estabilização da
austenita, e portanto, são chamados de elementos austenitizantes. Os principais elementos
austenitizantes são o C, N, Ni, Mn, Co e Cu. Por outro lado, os elementos que ampliam o
campo de estabilidade da ferrita, chamados de elementos ferritizantes, são representados pelo
Cr, Mo, Si, Nb, W, Ti e V (LLEVELLYN & HUDD, 2000).
O Cr é o principal elemento de liga em aços inoxidáveis e, por ser ferritizante,
promove à formação de ferrita delta () a alta temperatura. No entanto, conforme mostrado no
diagrama de equlibrio Fe-Cr da Figura 2.7, o ferro (Fe) contendo 12% de Cr a uma
temperatura
de
aproximadamente
1050°C
ainda
permanece
com
microestrutura
completamente austenítica (). Porém, o intervalo de temperatura Mi-Mf, de inicio e fim da
transformação martensítica, de um aço contendo 12% de Cr é suficientemente alta para
permitir que este material se transforme completamente em martensita no resfriamento até à
temperatura ambiente. No entanto, um aumento do teor de Cr de 13 a 17% provoca uma
mudança progressiva da austenita para a ferrita (α ou ) em altas temperaturas e, a ferrita
permanece inalterada no resfriamento até à temperatura ambiente. Com a adição de Ni na
composição, o campo de equilibrio da austenita a alta temperatura é ampliado. O Ni retarda as
reações no estado sólido e abaixa as temperaturas Mi e Mf de início e fim da transformação
martensítica. Desta forma, os aços que apresentam estrutura de 100% de austenita em
temperaturas elevadas no resfriamento não se convertem em ferrita, visto que a reação de
transformação γ → α é muito lenta, assim como nem em martensita, pois a Mi e Mf ficam
34
abaixo da temperatura ambiente. Como resultado, tem-se o aço austenítico (PADILHA &
GUEDES, 1994) & (LLEVELLYN & HUDD, 2000).
Figura 2.7 - Diagrama de equilíbrio Fe-Cr para ligas com 0,1%C (adaptada de LLEVELLYN
& HUDD, 2000).
Como exemplo, um AI que contém 18% de Cr e 9% de Ni possui microestrutura
totalmente austenítica, a uma temperatura de 1050ºC, porém as temparaturas Mi e Mf se
encontram em temperaturas abaixo do zero grau centigrado. Portanto, este material mantém a
sua estrutura austenítica no resfriamento até à temperatura ambiente, proporcionando um
nível elevado de comformabilidade. Essas condiçoes dão origem ao AIA Tipo 304,
apresentado na Tabela 2.1 (LLEVELLYN & HUDD, 2000).
Em relação à análise do diagrama pseudobinário Fe-Cr-Ni, Vitek et al., (1983, apud
Padilha & Guedes, 1994), verificaram o efeito de altas velocidades de resfriamento através de
experiências realizadas com soldagem a arco, soldagem a laser, e splat quenching, na
sequência de solidificação de aços inoxidáveis do tipo AISI 310, 308 e 312.
O AIA do tipo AISI 310 apresentou como fase primária na solidificação, sob
condições próximas de equilíbrio, a austenita, e os aços do tipo AISI 308 e 312, a ferrita,
conforme mostra a Figura 2.8. Neste contexto, a liga AISI 310 mostrou-se pouco sensível às
variações na velocidade de resfriamento, enquanto as do tipo 308 e 312 apresentaram
alterações na sua sequência de solidificação.
35
A liga AISI 308 apresentou estrutura totalmente austenítica para as velocidades de
solidificação mais elevadas e matriz do tipo duplex para velocidades mais baixas. Segundo o
diagrama de equilíbrio, esta liga deve iniciar sua solidificação com a formação de ferrita ,
entretanto, as altas velocidades de resfriamento podem causar um super-resfriamento do
líquido abaixo de To (), tornando a formação de austenita termicamente possível. Nestas
experiências constatou-se a formação de austenita.
Para a liga AISI 312, mesmo com altos super-resfriamentos resultantes nas
experiências realizadas por Vitek et al. (1983, apud Padilha & Guedes, 1994), a solidificação
não ocorreu abaixo de T o (), tendo ocorrido a formação de ferrita . Para elevadas
velocidades de resfriamento não ocorreu a transformação de ferrita  para , tanto durante a
solidificação como também no estado sólido, permanecendo a estrutura totalmente ferrítica,
no entanto, velocidades mais baixas de resfriamento promoveram a formação de austenita a
partir da ferrita , no estado sólido.
Figura 2.8 - Diagrama esquemático de uma seção vertical do diagrama Fe-Cr-Ni, situando os
AI tipos 310, 308 e 312, (VITEK et al., 1983, apud PADILHA & GUEDES, 1994),
Para a avaliação precisa da microestrutura resultante, é necessario considerar também
a composição dos demais elementos austenitizantes e ferritizantes. Neste sentido, um método
aproximado de relacionar composição e a microestrutura de um AI é por meio do diagrama
Schaeffler, ilustrado na Figura 2.9. Este diagrama indica as microestruturas previstas para
uma grande variedade de composições, após resfriamento rápido a partir de 1050°C, sendo
36
muito utilizado para predecir a microestruturas fundidas, tal como em metais de solda. Neste
diagrama, os elementos que se comportam como o Cr, em promover à formação da ferrita são
expresados, pela equação 2.1, em termos do percentual em peso de cromo equivalente
(Crequiv.) (PADILHA & GUEDES, 1994).
Crequiv. = Cr + 2.Si + 1,5.Mo + 0,5.Nb
(2.1)
De uma maneira anàloga, os elementos de formação da austenita são representados em
termos do percentual em peso de níquel equivalente (Niequiv.), tal como mostrado na equação
2.2 (PADILHA & GUEDES, 1994).
Niequiv. = Ni + Co + 0,5.Mn + 7,5.N + 30.C
(2.2)
Figura 2.9 - Diagrama de Schaeffler (adaptada de LLEVELLYN & HUDD, 2000).
A presença de ferrita δ é geralmente indesejada em AIA devido a suas características
magnéticas e de resistência à corrosão. Entende-se que AIA contendo δ, apresentam formação
de fase σ acelerada, posterior ao envelhecimento, provavelmente porque a ferrita é mais rica
em elementos formadores destas fases do que a austenita. Por outro lado, sua presença na
zona de fusão de peças soldadas tem efeito um efeito benéfico, minimizando os riscos de
37
formação de trinca a quente, sendo especificados, neste caso, consumiveis de modo que o
metal de solda tenha um teor minimo precipitado de ferrita  de 4% em volume. O efeito
positivo radica pela maior capacidade da ferrita em dissolver elementos formadores de
eutéticos de baixo ponto de fusão, como Nb, Si, P e S, e sua maior capacidade de suportar
tensões térmicas de resfriamento, reduzindo assim o risco de trincamento a quente
(PADILHA & GUEDES, 1994).
2.2.2.2 Tratamentos Térmicos
A seguir são detalhados os tratamentos térmicos usuais realizados em AIA
convencionais.
2.2.2.2.1 Solubilização
A solubilização e um tratamento térmico que consiste na dissolução de precipitados
presentes na microestrutura de modo de manter os elementos em solução solida na matriz
austenítica, tal como exibe a microestrutura da Figura 2.6.
Devido à precipitação de carbonetos de cromo ocorrer entre temperaturas próximas de
425 e 900°C, a temperatura utilizada para a realização do tratamento térmico de solubilização
encontra-se acima desta faixa. Conforme comentado, esse tratamento consiste em aquecer o
material em torno de 1100°C, para homogeneização da estrutura seguida por resfriamento
rápido em ar ou água. O modo de resfriamento dependerá da espessura do material a ser
tratado, para evitar uma nova precipitação indesejável de carbonetos de cromo nos contornos
da fase austenítica, tal como será abordado na seção 2.2.2.3.3 (SILVA, 2007). O tempo, a
temperatura e o método de resfriamento do tratamento dependem diretamente da espessura e
do material a ser tratado. Assim sendo, pequenas seções podem ser mantidas por pequenos
tempos na temperatura de solubilização (de 3 a 5 minutos para cada 2,5mm de espessura),
seguido de rápido resfriamento ao ar. Seções maiores requerem de resfriamento em água
(ISHIDA, 2009).
38
2.2.2.2.2 Estabilização
A utilização de elementos químicos estabilizadores, tais como o Ti, V, W e o Nb tem a
finalidade de aumentar a resistência à fluência e à corrosão em AIA. Esses elementos tem
maior afinidade com o carbono e formam carbonetos mais estáveis do que os de Cr
(PADILHA & GUEDES, 1994), e assim, quando adicionados à matriz, inibem a formação de
carboneto de cromo. Deste modo, precipita-se carboneto desses elementos, enquanto o cromo
permanece em solução sólida na matriz (SILVA, 2007). De acordo com a Tabela 2.1, nos aços
estabilizados ao Ti (AISI 321) e ao Nb (AISI 347) é recomendado o tratamento térmico de
estabilização, após a solubilização, na faixa de 840 a 900°C para promover a precipitação de
carbonetos de titânio (TiC) e nióbio (NbC), respectivamente. Deste modo, estes AIA se
encontram aptos para serviço nas temperaturas onde a cinética de precipitação do carboneto
de cromo é mais rápida (500°C a 800°C) sem o risco de que este fenômeno aconteça.
2.2.2.2.3 Envelhecimento
Dentre da família dos AIA se destacam os endurecíveis por precipitação ou também
conhecidos como precipitation hardening (PH). Nestas ligas Fe-Cr-Ni, são adicionadas
pequenas quantidades de elementos, tal como Cu, Al, e Ti, que propiciam o endurecimento
por precipitação de finas partículas de compostos ricos nestes elementos por meio de
tratamento de envelhecimento. Uma das designações usuais, em componentes da indústria de
refino e extração de gás, é a UNS S17400 a qual é comumente conhecida como 17-4PH
(TAVARES et al., 2009). O tratamento deste subgrupo de AIA consiste basicamente em
solubilização em altas temperaturas, seguido de envelhecimento na faixa de 600°C a 850°C
(ISHIDA, 2009).
2.2.2.2.4 Alivio de tensões
Em juntas soldadas de AIA, há aplicações onde se manifesta o risco de corrosão sob
tensão (CST). No entanto, nestes casos pode ser especificado um tratamento térmico de alivio
de tensões (TTAT). Este tratamento deve ser realizado em temperaturas significativamente
mais elevadas do que as recomendadas para aços inoxidáveis ferríticos (AIF), pois a estrutura
39
austenítica é mais resistente ao amolecimento em altas temperaturas. Assim sendo, enquanto
se utiliza temperaturas na faixa de 500°C a 700°C para os AIF, o alivio de tensões para os
AIA deve ser realizado no intervalo de 900°C a 1100°C. O resfriamento deve ser lento o
suficiente para que não se reintroduzam tensões no resfriamento, porém deve-se atentar que
no resfriamento pode ocorrer a precipitação de carbonetos de cromo. Portanto, é recomendado
o uso de AIA de baixo teor de carbono, tal como os tipos 304L e 316L, ou aqueles
estabilizados ao Ti (Tipo 321) e Nb (Tipo 347), para serem submetidos a esta classe de
tratamento.
2.2.2.3 Características e Morfologia dos Precipitados
Durante a exposição dos AIA a temperaturas na faixa de 500 a 900°C podem surgir
fases que podem ser divididas em fases intermetálicas e carbonetos. Os principais tipos de
carbonetos que podem precipitar nos aços inoxidáveis austeníticos são do tipo M23C6 ,MC,
M7C3 e M2C (TEODORO, 1995). As fases intermetálicas que precipitam mais frequentemente
são a fase sigma ()e a fase Chi (). Essas fases fragilizam o material e empobrecem a matriz
em Cr, Mo, Ti, Nb e V (PADILHA & GUEDES, 1994). No entanto, pode também se
precipitar a fase de Laves que, embora acarrete perda de ductilidade e empobrecimento da
matriz em Mo, Ti, e Nb, causa um considerável endurecimento por precipitação (PADILHA
& GUEDES, 1994). Neste contexto, a Figura 2.10 mostra o diagrama Temperatura-TempoTransformação (TTT) do AIA AISI 316 denotando a cinética de precipitação destas fases para
cada temperatura.
40
Figura 2.10 - Principais transformações que ocorrem no AIA AISI 316 (PADILHA &
GUEDES, 1994).
O aparecimento dessas fases intermetálicas se dá principalmente devido ao fato de que
frequentemente as matrizes dos AIA não são completamente austeníticas, mesmo após
solubilização e antes do envelhecimento. Neste sentido, a ferrita δ pode estar presente na sua
microestrutura e, em temperaturas de envelhecimento ou serviço abaixo de 900°C, ela se
decompõe em austenita e fases intermetálicas. Conforme comentado, segundo Padilha &
Guedes, (1994), AIA contendo ferrita δ, apresentam maior susceptibilidade de formação de
fase σ, posterior ao envelhecimento, pois a ferrita  é mais rica em elementos formadores
destas fases do que a austenita. Deste modo, ligas que contem baixo teor de carbono, como
304L, 316L e 317L tem tendência a estabilizar a ferrita δ na microestrutura (ISHIDA, 2009).
Vale salientar que, a quantidade de ferrita δ em ligas comerciais também pode ser estimada
por meio do diagrama de Schaeffler, tal como abordado na seção 2.2.2.1.
A seguir é descrita a sequência de formação das fases deletérias como resultado da
supersaturação da matriz austenítica em carbono, abaixo de 900°C. Primeiramente, tem-se a
rápida precipitação do carboneto M23C6, devido à segregação de elementos formadores do
mesmo ao longo dos sítios de nucleação através dos contornos de grão, assistido pela rápida
difusão intersticial dos átomos de carbono. As fases secundárias χ, σ e Laves formam-se
41
concorrendo com a diminuição do carbono, e resultam no empobrecimento da matriz em Cr e
Mo. Depois da precipitação de certa quantidade destas fases a solubilidade do carbono na
matriz, empobrecida em Cr e Mo, aumenta resultando na dissolução dos carbonetos M23C6.
Devido à menor difusão dos componentes metálicos dos carbonetos, áreas localmente
enriquecidas em Cr e Mo continuam agindo como sítios de nucleação de partículas  e 
(ISHIDA, 2009).
2.2.2.3.1 Fase Sigma ()
A fase deletéria rica em Cr e Mo, conhecida como fase sigma () é um precipitado
fortemente fragilizante frequentemente associado a uma forte redução na tenacidade ao
impacto e à perda de resistência à corrosão da liga. Neste sentido, aproximadamente a
precipitação de 4% em volume desta fase pode resultar em um decréscimo de
aproximadamente 90% da tenacidade (LIPPOLD & KOTECKI, 2005). Os materiais afetados
são os AI com teores maiores a 17% de Cr. Em ligas susceptíveis, o principal fator que afeta a
formação da fase  é o tempo de exposição a altas temperaturas, situadas entre 538°C e
954°C (PELLICIONE et al., 2012). No entanto, o intervalo de temperaturas de precipitação
depende fortemente da composição química do material.
Em geral, os limites de escoamento e de resistência, assim como a dureza de aços
inoxidáveis aumentam ligeiramente com a presença de fase σ, porém esse aumento é
acompanhado por uma diminuição na ductilidade e grande perda de tenacidade
(PELLICIONE et al., 2012). A fase apresenta uma dureza elevada (900 a 1000HV) e
fragilidade à temperatura ambiente devido à dificuldade para gerar discordâncias móveis
(NILSSON, 1992).
Nos AIA, a cinética de precipitação desta fase é bastante lenta, se comparada com os
AIF e AID, devido à dificuldade de nucleação e, pela mesma se precipitar de maneira
incoerente com a matriz em locais de alta energia, como contornos de grão e de macla. Além
disso, sua cinética demorada se caracteriza pela baixa difusividade dos elementos
substitucionais. Como esta fase não dissolve elementos intersticiais, tais como N, B e C, é
necessário o empobrecimento da matriz nestes elementos para a sua precipitação (PADILHA
& GUEDES, 1994).
42
A formação de  é relevante nos sistemas binários Fe-Cr (com 42-51,5% atômico de
Cr), Fe-Mo (com 41,5-50% atômico de Mo), Fe-Nb (com 46-50% atômico de Nb) e Fe-V
(com 37-57% atômico de V) (PADILHA & GUEDES, 1994). Vale ressaltar que AIA da serie
300 podem exibir cerca de 10 a 15% de  (PELLICIONE et al., 2012).
A Figura 2.11 exibe a microestrutura de um bocal de queimador de um forno de
secagem e calcinação de cal construído em AISI 310 onde, devido às exposições às altas
temperaturas em tempos prolongados, promoveu-se a precipitação da fase . A presença desta
fase é destacada, na Figura 2.11, pela cor alaranjada mediante a aplicação do ataque
eletrolítico de KOH. Vale ressaltar que na seção 2.2.4 será realizada uma análise mas
detalhada das mudanças das propriedades mecânicas do bocal em questão (PERDOMO &
SPRY, 2007).
Figura 2.11 - Microestrutura do bocal de queimador construído em AISI 310 após 1 ano de
serviço (PERDOMO & SPRY, 2007).
2.2.2.3.2 Fase Chi (χ)
Assim como a fase , a fase chi () também é fortemente deletéria por fragilizar o
material e empobrecer a matriz em Cr, Mo, Ti, Nb e V. No caso do AIA AISI 316, a fase χ foi
detectada em condições de temperaturas acima de 700°C para prolongados tempos de
exposição (ISHIDA, 2009).
43
A sua composição é próxima da fase σ, sendo que, diferentemente desta, a fase χ pode
dissolver carbono, sendo classificada por Goldschmidt, (1967 apud Padilha & Guedes, 1994),
como carboneto do tipo M18C. A fase χ é mais rica em Mo que a fase σ, portanto, adições de
Mo na liga tende a favorecer à formação da mesma (LO et al., 2009). Deste modo, o AISI
317, mostrado na Tabela 2.1 será mais suscetível de formação desta fase em relação ao AISI
316. Finalmente, a precipitação desta fase trará, assim como , um forte efeito deletério na
resistência à corrosão.
Em relação a suas características, a fase χ apresenta-se com diversas morfologias, mas,
ao contrario da σ, ela pode ser coerente com a matriz (PADILHA & GUEDES, 1994). A
seqüência de nucleação, em função do tempo de envelhecimento, é: contornos de grão,
interfaces incoerentes e, após longos períodos de tempo (mais de 100h), intergranularmente
(ASM, 1994). Por outra parte, Lo et al., 2009 concluíram que, apesar da fase χ se formar antes
da fase , ela se transforma em fase σ após envelhecimentos por tempos prolongados.
2.2.2.3.3 Carbonetos M23C6 e M7C3
Durante o serviço em temperaturas elevadas, de componentes de processo construídos
em AIA, pode ocorrer a precipitação de carbonetos de cromo, de diferente composição, nos
contornos de grãos da austenita deixando as áreas adjacentes ao contorno empobrecidas em
Cr, sendo este fenômeno conhecido como sensitização. Deste modo, as áreas empobrecidas
neste elemento ficaram mais susceptíveis de corrosão, comumente denominada de
intergranular.
Os carbonetos do tipo M23C6 podem ser formados pelo Fe, Mo, Ni e o Cr. O C, por sua
vez, pode ser parcialmente substituído por Boro (B) e N. Em materiais solubilizados e
envelhecidos, a sequência de precipitação dos M23C6 é: contornos de grão, contornos
incoerentes de macla, contornos coerentes de macla, e interior dos grãos em discordâncias.
Pode ocorrer também a sua nucleação na interface de inclusões. Neste caso a precipitação é
simultânea com a precipitação nos contornos incoerentes de macla (PADILHA & GUEDES,
1994).
A forma dos carbonetos M23C6 varia com o tempo e temperatura de precipitação. Em
temperaturas mais baixas se apresentam de forma fina e continua, como folhas, enquanto a
temperaturas um pouco maiores começam a aparecer de forma dendrítica e, com o tempo se
tornam mais espessos. Quando precipitados em temperaturas mais elevadas, passam a
44
apresentar uma forma discretamente globular. Assim sendo, os M23C6 formados a
temperaturas mais baixas são mais prejudiciais à corrosão intergranular (ASM, 1996). É
interessante ressaltar que tanto em aços estabilizados como em aços não estabilizados ocorre a
dissolução, pelo menos parcial, de carbonetos M23C6 para tempos longos de envelhecimento
(PADILHA & GUEDES, 1994).
O carboneto com características M7C3 possui uma estrutura pseudo-hexagonal e são
encontrados apenas quando os níveis de C são elevados (LO et al., 2009). Para teores
habituais de carbono (<0,1%), esta fase não é encontrada em AIA (PADILHA & GUEDES,
1994).
Conforme mencionado, a precipitação de carbonetos complexos de cromo, resultantes
da combinação do cromo com o carbono livre existentes nos aços, nos contornos de grão dos
aços inoxidáveis é denominada de sensitização. Este fenômeno ocorre quando os aços Cr-Ni,
em geral, são submetidos a temperaturas entre 450°C e 850°C, por um determinado período
de tempo, como conseqüência de tratamentos térmicos ou soldagem. A formação destes
carbonetos faz surgir nas suas adjacências uma zona empobrecida em cromo (SEDRIKS,
1996).
Para que o AI não fique sujeito à corrosão intergranular a região adjacente ao contorno
de grão não deverá apresentar teor de Cr inferior ao 12%. A insuficiência de Cr nos contornos
de grão produz a quebra localizada do filme passivo, rico em cromo, o qual protege os aços
inoxidáveis, conferindo aos mesmos susceptibilidade à corrosão intergranular e à corrosão
sob-tensão (SEDRIKS, 1996).
A Figura 2.12 exibe uma representação esquemática do contorno de grão em um aço
inoxidável sensitizado (SILVA, 2007).
45
Figura 2.12 - Representação esquemática do contorno de grão em um AI sensitizado (SILVA,
2007).
A corrosão intergranular ocorre principalmente nos meios ácidos. A sensitização é
tanto mais intensa quanto maior for a quantidade de C no aço e/ou quanto mais tempo o
material permanecer à temperatura crítica. Estudos indicam que um aço com 0,1%C sensitiza
pelo período de 2 minutos à temperatura de 650°C, ao passo que são necessários 10 minutos
para um aço com 0,06%C. Conclui-se, portanto, que qualquer processo de soldagem
provocará a sensitização nos AI com teor de carbono convencional (0,08%C) (TELLES,
2003). Ressalta-se ainda que, a sensitização também reduz a resistência a outros tipos de
corrosão, como pites, frestas, e sob-tensão (ASM, 1996).
De modo avaliar a cinética de sensitização em função do teor de C na liga são
analisadas as curvas Tempo-Temperatura-Sensitização (TTS), tal como mostra a Figura 2.13.
Nestas curvas pode-se determinar a taxa de resfriamento para evitar a sensitização, através do
da quantidade de C presente no material. Conforme mostrado na Figura 2.13, um aço AISI
304 com 0,062%C deveria ser resfriado a partir de 595°C em até 5 minutos para evitar a
sensitização, enquanto um AISI 304L com 0,03%C poderia levar 20 horas para resfriar a
partir de 480°C sem sensitizar (ASM, 1996).
46
Figura 2.13- Curvas TTS mostrando o efeito do C na precipitação de carbonetos (ASM,
1996).
Tavares et al., (2009) estudaram os efeitos na sensitização, tenacidade e dureza de um
AIA AISI 310S, inicialmente solubilizado, em exposições prolongadas às temperaturas de
600°C, 650°C, 700°C, 750°C e 800°C. Neste contexto, a Figura 2.14 apresenta a
microestrutura típica dos materiais tratados a 600°C por 200 horas, revelando uma extensa
faixa atacada nos contornos de grão, típica de sensitização, contendo também carbonetos
irregulares nas maclas da austenita, revelados por microscopia eletrônica de varredura (MEV)
na Figura 2.14 (d).
As Figuras 2.15 (a-d) mostram as imagens da amostra tratada a 700ºC por 200 horas.
Neste caso, a Figura 2.15 (a) exibe a microestrutura revelada por microscopia óptica (MO)
fazendo uso de ataque eletrolítico com uma solução 10% KOH. Nesta Figura, denota-se
partículas intergranulares de fase , visto que este ataque é específico para revelar tal fase. A
análise detalhada no MEV da amostra atacada com ataque de Vilela é apresentada nas Figuras
2.15 (b-d). Sendo a distinção entre a fase  e o carboneto de cromo precipitado facilitado com
o auxílio das análises por espectroscopia por dispersão de energia (EDS). A análise por esta
técnica revelou que a partícula da região 1 da Figura 2.15 (d) corresponde à fase , pois
contém teor de Cr bem mais elevado do que a média da liga. Na mesma figura a partícula
identificada com uma seta pelo número 2 corresponde ao carboneto de Cr intergranular
(TAVARES et al., 2009).
47
Figura 2.14 - Microestruturas obtidas no envelhecimento a 600ºC por 200 horas. (a) MO,
ataque eletrolítico. (b) MEV com solução 10% de ácido oxálico (8V, 60s). (c-d) MEV, ataque
de Vilela (TAVARES et al., 2009).
48
Figura 2.15 - Microestruturas obtidas no envelhecimento a 700ºC por 200 horas. (a) MO,
ataque eletrolítico com solução 10%KOH (3V, 15s). (b-d) MEV, ataque de Vilela
(TAVARES et al., 2009).
As Figuras 2.16 (a-b) mostram a microestrutura da condição envelhecida a 800ºC por
200 horas. Nesta condição são observadas somente partículas de fase , tal como mostrado
por EDS na partícula identificada por 1 na Figura 2.16 (a). Os espectros de EDS, não
mostrados, das partículas menores, tais como aquela identificada como 2 na Figura 2.16 (a)
apresentaram resultados similares, ou seja, nesta condição se observa tão somente a fase 
com tamanhos e morfologias diversas (TAVARES et al., 2009).
49
Figura 2.16 - Microestruturas obtidas no envelhecimento a 800ºC por 200 horas. (a) Ataque
de Vilela. (b) ataque eletrolítico em solução 10%KOH (TAVARES et al., 2009).
Desta forma, ficou constatado que o envelhecimento prolongado do AI AISI 310 nas
temperaturas de 600-700°C provoca predominantemente a formação de carbonetos
intergranulares, enquanto na faixa de 700-800°C predomina a precipitação de fase . A
amostra tratada a 700°C por 200 horas apresenta os dois tipos de precipitados. Portanto,
Tavares et al., (2009) sugeriram um mecanismo de precipitação do tipo γ  Cr23C6  ,
nestas condições.
2.2.3
Propriedades Físicas
Como já citado, os AIA não são magnéticos, e sua estrutura cristalina é cúbica de
faces centradas (CFC). A sua densidade é de aproximadamente 8,0 g/cm³, sendo levemente
superior aos aços carbono convencionais. O modulo de elasticidade desta família de AI é de
aproximadamente 200MPa, ao passo que o coeficiente de expansão térmica é maior que para
AIF e AIM. No entanto, a adição de elementos de liga tende a aumentar a resistividade
elétrica dos AIA que, em geral, é maior ao dos AIF e AIM (ASM, 1996). Finalmente, o ponto
de fusão dos AIA é ligeiramente mais alto do que os AIF e AIM, assim como dos aços
carbono, encontrando-se na faixa de 1370 – 1450°C, aproximadamente (ASM, 1996). A
Tabela 2.2 sumariza as propriedades físicas mais importantes dos principais tipos de AIA.
50
Tabela 2.2 - Propriedades Físicas de AIA trabalhados em estado solubilizado (adaptada de
ASM, 1996).
Massa
Módulo de
Tipo específica elasticidade
Coeficiente de expansão
Calor
Resistividade
térmica (µm/m.°C) de 0° a: térmica (W/m.K) a: específico
elétrica
100°C 315°C 538°C 100°C
Ponto de
fusão (°C)
500°C
(J/kg.K)
(nΩ.m)
16,2
21,5
500
720
1400-1450
18,4
15,2
21,6
500
720
1400-1420
16,2
17
14,2
18,7
500
780
1400-1450
15,9
16,2
17,5
16,2
21,5
500
740
1375-1400
193
15,9
16,2
17,5
16,2
21,5
500
740
1375-1401
8,0
193
16,6
17,2
18,6
16,1
22,2
500
720
1400-1425
8,0
193
16,6
17,2
18,6
16,1
22,2
500
730
1400-1426
(g/cm³)
(GPa)
304
8,0
193
17,2
17,8
18,4
308
8,0
193
17,2
17,8
310
8,0
200
15
316
8,0
193
317
8,0
321
347
2.2.4
Condutividade
Propriedades Mecânicas
Os AIA apresentam excelente ductilidade e tenacidade, o que permite numerosas
operações de conformação mecânica a frio. No que diz respeita às altas temperaturas, os AIA
apresentam grande resistência, visto que a resistência à fluência a 550°C para 100000 horas
pode atingir valores acima de 100 MPa. As principais causas para a boa resistência mecânica
a quente é relativa a que a difusão na austenita é muito mais retardada do que na ferrita, o que
torna os processos de recuperação e precipitação de fases intermetálicas mais lentos. Além
disso, o mecanismo de escorregamento com desvio de discordâncias é mais difícil de ocorrer
na austenita (PADILHA & GUEDES, 1994). A Tabela 2.3 mostra as propriedades mecânicas
para os principais AIA (ASM, 1996).
Tabela 2.3 - Propriedades mecânicas mínimas de AIA à temperatura ambiente (ASM, 1996).
Tipo
Limite de
resistência
(MPa)
Limite de escoamento
0,2% (MPa)
Alongamento
(%)
Redução de
área (%)
Dureza
(HRB)
304
8,0
193
500
720
1,02
308
8,0
193
500
720
1,02
310
8,0
200
500
780
1,02
316
8,0
193
500
740
1,02
317
8,0
193
500
740
1,02
321
8,0
193
500
720
1,02
347
8,0
193
500
730
1,02
51
Irvine, Gladman e Pickering (1969 apud Padilha & Guedes, 1994), propuseram
equações para os limites de escoamento e resistência (ton/pol2), assim como de redução de
área porcentual para AIA em função do percentual da composição, do diâmetro médio do grão
(d), (mm), e da fração volumétrica da ferrita (% δ). Estes estudos foram realizados através de
ensaios de tração, à temperatura ambiente, em 88 composições variando os teores percentuais
de 0,006 a 0,11 de C, 16 a 2 de Cr, 8 a 25 de Ni, 0 a 4 de Mo / V / W, 0 a 2 de Al, 0 a 8 de Co,
e 1 a 2 de Nb / Ti. As equações 2.3, 2.4 e 2.5 exibem como são determinadas estas
propriedades, onde t na equação 2.4 corresponde à distancia media entre maclas em mm.
LE = 4,1 +32.N + 23.C + 1,3.Si +0,24.Cr + 0,94.Mo + 1,2.V + 0,29.W + 2,6.Nb +
1,7.Ti + 0,82.Al + 0,46.(d)-1/2 + 0,82.δ …………………...………………………..(2.3)
LR = 29 + 35.C + 55.N + 2,4.Si – 0,10.Ni + 1,2.Mo + 5,0.Nb + 3,0.Ti + 1,2.Al +
0,14.δ + 0,82.(t)-1/2
(2.4)
Ra = 77 + 0,81.Si – 0,20.Ni + 0,94.Mo – 6,6.Nb + 1,6.Al + 1,3.Cu + 0,99.(t)-1/2 –
1,0.(d)-1/2
(2.5)
Por outra parte, os AIA podem ser endurecidos por deformação a frio, elevando o
limite de escoamento e de resistência acima de 1000 MPa, com alongamentos situados na
faixa de 10 a 15% (PADILHA & GUEDES, 1994). No entanto, o endurecimento também
pode ocorrer pelo mecanismo de solução sólida, onde os elementos que ocupam posições
intersticiais na rede cristalina da austenita, tais como N e C, causam notável endurecimento
pelas distorções da rede cristalina. A adição de N em teores de até 0,4% pode elevar o limite
de escoamento à temperatura ambiente acima de 500 MPa mantendo-se elevada a ductilidade
uniforme do material (PADILHA & GUEDES, 1994).
Conforme mencionado, Tavares et al., (2009) avaliaram a dureza e tenacidade de um
AIA AISI 310S envelhecido entre 600 e 800ºC. As Figuras 2.17 e 2.18 mostram como variam
a dureza e a tenacidade com o tempo e a temperatura de envelhecimento, respectivamente.
Nota-se que o material experimenta algum endurecimento nas temperaturas de
envelhecimento de 750ºC e 800ºC, onde ocorre a precipitação mais intensa da fase . A
Figura 2.18 denota que o envelhecimento em todas as temperaturas provoca a fragilização do
material. No entanto, o fenômeno de fragilização é mais intenso em temperaturas mais
52
elevadas de exposição. Embora o efeito de fragilização da fase  seja mais intenso, os
carbonetos intergranulares que predominam nas temperaturas de 600ºC e 650ºC também
provocam considerável queda da tenacidade do material.
240
o
600 C
o
650 C
o
700 C
o
750 C
o
800 C
230
220
Dureza Brinell
210
200
190
180
170
160
150
0
100
200
Tempo de envelhecimento (horas)
Figura 2.17 - Variação da dureza com o tempo de envelhecimento do AISI 310S (TAVARES
et al., 2009).
250
Tenacidade (J)
200
150
o
100
600 C
o
650 C
o
700 C
o
750 C
o
800 C
50
0
0
50
100
150
200
250
Tempo de envelhecimento (h)
Figura 2.18 - Variação da tenacidade com o tempo de envelhecimento do AISI 310S
(TAVARES et al., 2009).
53
Perdomo & Spry, (2007) estudaram a influência, nas propriedades mecânicas, da
precipitação da fase  no bocal de um queimador de um forno de cal, o qual é utilizado para
secar e calcinar lama de cal em cal viva. A reação requer que a lama seja aquecida a 800ºC, e
que seja mantida nessa temperatura por tempo suficiente para que a reação seja completada. A
temperatura é mantida através da queima de óleo ou gás em queimadores. Os bocais desses
queimadores foram construídos em AISI 310, para evitar danos de fluência e oxidação. No
caso dos fornos de cal, a preocupação é relativa à formação de fase  ocasionando
fragilização do material associada à possibilidade da formação de bolas de cal, que podem se
colidir contra os bocais, podendo trincá-los ou danificá-los.
Nesse estudo, Perdomo & Spry, (2007) analisaram as propriedades mecânicas de uma
amostra retirada de um bocal de queimador de um forno de cal que operou por durante um
ano. Cabe ressaltar que a amostra retirada continha 9% de fase . Para efeito comparativo
também foi analisada uma amostra solubilizada a 1090ºC durante 2 horas, porém nestas
condições dissolveu-se apenas 33% da fase  precipitada. Entretanto, os autores ressaltam que
tempos mais longos de tratamento térmico poderiam levar ao crescimento excessivo de grão
do material. Deste modo, a Tabela 2.4 exibe os valores das propriedades mecânicas
levantadas, ao passo que a Tabela 2.5 mostra os valores de tenacidade obtidos em diferentes
temperaturas de ensaio. Nestas tabelas destaca-se que foram colocadas, para comparação, as
propriedades do material como recebido (CR) comercialmente.
Tabela 2.4 - Propriedades mecânicas do AISI 310 estudado por Perdomo & Spry, (2007).
Condição
Limite de
escoamento (MPa)
Com fase σ
Solubilizado
CR
241
228
255
Limite de
resistência
(MPa)
586
572
592
Rockwell
B
Alongamento
(%)
Redução de
área (%)
86
75
85
11
21
55
14
29
70
Tabela 2.5 - Valores de Tenacidade do AISI 310 estudado por Perdomo & Spry, (2007).
Temperatura
(°C)
0
25
100
370
Com fase σ
Solubilizado
CR
4,4
3,7
4,4
7,4
55
44
53
46
--66
-----
54
Segundo Perdomo & Spry (2007), o limite de resistência e escoamento, assim como a
dureza não foram influenciados pela presença de fase , conforme mostrado na Tabela 2.4. As
propriedades que apresentaram alterações mais significantes foram o alongamento e a redução
de área, que resultaram muito inferiores no caso do AIA contendo 9% de fase . Os
resultados também indicam que a solubilização do material recupera significantemente a
ductilidade da amostra, porém em valores bem inferiores ao do material CR disponibilizado
comercialmente. Essa ductilidade é importante para evitar trincas de solidificação em soldas
de reparo. A resistência ao impacto também é reduzida drasticamente na presença de fase  se
comparado ao do material CR disponibilizado comercialmente.
2.2.5
Resistência à Corrosão
Os AIA apresentam excelente resistência à corrosão em uma grande variedade de
ambientes agressivos, porém podem ser suscetíveis a vários tipos de corrosão, tais como,
uniforme, por pites, intergranular, sob tensão e frestas. A Figura 2.19 exibe os principais tipos
de corrosão que podem ocorrer em AIA do tipo AISI 304, segundo Harada (1977 apud
Padilha & Guedes, 1994).
Figura 2.19 - Tipos mais frequentes de corrosão em AIA (PADILHA & GUEDES, 1994).
55
A corrosão uniforme nos AIA ocorre quando este é exposto a meios redutores, tais
como ácidos clorídrico, fosfórico ou sulfúrico, que dependendo da concentração da solução e
da temperatura, dificultam ou impedem a formação da camada passiva de óxido de cromo
(Cr2O3) que evita a corrosão nos AIA (PADILHA & GUEDES, 1994)
A corrosão por pites ocorre quando os AIA são expostos a soluções aquosas contendo
íons halogênicos, principalmente Cl- e Br-. Estes íons penetram mais facilmente na camada
passiva (filme de óxido) através de poros e defeitos. A corrosão, que se apresenta de forma
localizada, como pequenas crateras, aumenta com a concentração do íon, a diminuição do PH
e o aumento da temperatura (PADILHA & GUEDES, 1994).
A corrosão sob tensão ocorre nos AIA devido à ação simultânea de meios corrosivos e
tensões trativas. Os casos mais comuns de corrosão sob tensão de AIA ocorrem em meios
contendo cloretos e em temperaturas superiores a 60%. Para os AIA os dois íons mais
indesejáveis são Cl- e OH-. Esse tipo de corrosão frequentemente ocorre associado à corrosão
intergranular e/ou a corrosão localizada. Segundo Padilha & Guedes (1994), um aço AISI tipo
304 pode fraturar-se, em menos de 100h, quando submetido a tensões de apenas 20% seu
limite de resistência, em solução fervente de 3% de NaCl.
As técnicas eletroquímicas são de grande valia para a caracterização da resistência à
corrosão intergranular de AI. Neste sentido, o ensaio de polarização eletroquímica de
reativação cíclica (PERC), atualmente está sendo aplicado em uma vasta gama de AI. Porém,
o eletrólito empregado influência diretamente no resultado do ensaio para cada classe de AI
estudado. Neste sentido, Amorim, (2013) realizou ensaios de corrosão por PERC com
eletrólitos contendo diversas proporções de ácido sulfúrico (H2SO4) e tiocianato de potássio
(KSCN) em chapas de aços inoxidáveis ferríticos (AIF), com o intuito de demonstrar que estes
compostos interferem diretamente nas curvas de ativação e reativação, respectivamente. Neste
trabalho, verificou-se também que a relação das áreas das curvas (Ar/Aa) é o melhor modo de
representação do grau de sensitização para o material estudado.
Quanto à composição dos eletrólitos, quando não se utiliza KSCN a estrutura
resultante praticamente não apresenta ataque, indicando ser o KSCN essencial para que seja
feita a diferenciação entre amostras sensitizadas e não sensitizadas (MAJIDI & STREICHER,
(1948 apud AMORIM, 2013). ALLONSO-FALLEIROS et al., (1999) obtiveram resultados
parecidos: quando avaliaram a susceptibilidade à corrosão intergranular do aço inoxidável
martensítico (AIM), onde o KSCN gerou instabilidades nas densidades de corrente e nos
potenciais de corrosão.
56
Ainda, Majidi e Streicher, (1948 apud Amorim, 2013) avaliaram o efeito da
concentração do KSCN na susceptibilidade da corrosão intergranular, através do ensaio de
PERC, em um AIA. Neste estudo, denotou-se um aumento na corrosão generalizada tanto na
ativação quanto na reativação e, ainda, verificou-se um aumento da corrosão nos contornos de
grão durante a reativação, como produto do aumento da concentração de KSCN. Desta forma,
o KSCN é utilizado como ativador do contorno de grão, influenciando na corrente de
reativação. Assim sendo, a função do KSCN é a de aumentar a corrente de reativação, logo se
espera que o parâmetro Ir/Ia aumente com a concentração deste. Porém, em alguns casos não
foi obtido esse resultado (AMORIM, 2013).
Finalmente, Amorim, (2012) constata que a composição do eletrólito é um fator
importante nos ensaios. Neste sentido, Tavares et al., (2009), fizeram ensaios de polarização
eletroquímica de reativação cíclica (PERC) em amostras envelhecidas a 650°C, 700°C, 750°C
e 800°C, fazendo uso de amostras de AISI 310S. Inicialmente, foram testadas três soluções
diferentes com objetivo de determinar qual seria a melhor solução para o ensaio neste
material. A solução (1) composta por 0,5 M H2SO4 + 0,01 M KSC é comumente empregada
em AIA (LOPEZ et al., 1997). A solução de teste (2) foi composta por 2,0 M H2SO4 + 0,01M
KSCN e, finalmente, a solução (3) foi testada em AIA 310S com 2,0 M H2SO4 + 0,01M KSC
+ 0,5M NaCl. De acordo, com a Tabela 2.6 para diversas condições de tratamento, a solução
1 não é adequada por fornecer valores muito baixos de Ir/Ia, mesmo para amostras
severamente sensitizadas. A solução 3 se mostrou muito agressiva, visto que inclusive as
amostras solubilizadas (a 1100°C por 40 minutos), que não apresentaram carbonetos em sua
microestrutura, tiveram picos de reativação. Desta forma, a solução mais adequada para
avaliar a sensitização no aço AISI 310S mostrou ser a solução 2.
Tabela 2.6 - Grau de sensitização obtidos com as três soluções de teste (TAVARES et al.,
2009).
Amostra
ST (solubilizada)
600°C - 210h
650°C - 210h
700°C - 210h
750°C - 210h
800°C - 210h
Ir/Ia
Solução 1 Solução 2 Solução 3
0,000
0,255
0,037
0,000
0,000
0,000
0,000
0,584
0,264
0,130
0,140
0,000
0,120
0,658
0,720
0,600
0,504
0,204
57
Conforme mencionado, Tavares et al., (2009), fizeram ensaios de polarização
eletroquímica de reativação cíclica (PERC) em amostras envelhecidas a 650°C, 700°C, 750°C
e 800°C. Neste contexto, a Figura 2.20 mostra a variação de Ir/Ia com o envelhecimento nas
quatro temperaturas analisadas, empregando-se a solução de teste de 2MH2SO4 + 0,01M
KSCN.
Figura 2.20 - Variação de Ir/Ia para diversas temperaturas de envelhecimento
(TAVARES et al., 2009).
Baseado na Figura 2.20, as amostras envelhecidas a 600°C foram severamente
sensitizadas, enquanto as amostras envelhecidas a 650°C, 700°C, 750°C e 800°C mostraram o
mesmo comportamento no crescimento de razão (Ir/Ia), porém seguido de um processo de cura
ou também denominado de healing. Esta cura é causada pela redistribuição de Cr que reduz o
gradiente deste elemento nas regiões adjacentes aos contornos de grão. A Figura 2.20 mostra
claramente que o aumento de temperatura acelera o processo de cura, tendo em vista que é um
fenômeno controlado pela difusão. Apesar da presença da fase  e carbonetos de cromo, as
amostras tratadas a 800°C, apresentam baixas relações Ir/Ia. Entretanto, a cura não foi
noticiada em amostras tratadas a 600°C em envelhecimento de até 210 horas (TAVARES et
al., 2009).
A realização da polarização anódica dispensa um polimento fino da superfície da
amostra, ao passo que em outros métodos seria necessário o polimento até a pasta de diamante
com 1 µm. Neste sentido, no ensaio de PERC, a varredura anódica desde o potencial de
58
corrosão (Ec) se encarrega de completar o polimento da seção analisada (AMORIM, 2012).
Por tanto, Tavares et al., (2009) realizaram estudos por microscopia óptica (MO) nas
superfícies dos eletrodos, após de realizados os ensaios de PERC, tal como mostrado na
Figura 2.21. A amostra tratada a 600°C por 210h, exibida na Figura 2.21 (a), apresenta
intenso ataque nos contornos de grão, o que está de acordo com os altos valores para Ir/Ia. As
amostras das Figuras 2.21 (b) e (c), tratadas a 700°C por 210h e 800°C por 4h, apresentaram
ataque moderado, enquanto a amostra tratada a 800°C por 210h praticamente não apresentou
ataque, tal como exibido na Figura 2.21 (d), confirmando a hipótese de cura para o
envelhecimento a 800°C (TAVARES et al., 2009).
Figura 2.21 - Imagens das amostras envelhecidas após ensaio de PERC. (A) 600°C 210h; (B) 700°C - 210h; (C) 800°C - 4h e (D) 800°C - 210h. (TAVARES et al., 2009).
A Figura 2.22 mostra as curvas de polarização anódica para as amostras solubilizada, e
tratada a 800°C por 210h. A Figura mostra como os potenciais de pites são levantados a partir
dessas curvas. Os potenciais de pite (Ep), assim levantados, são mostrados na Tabela 2.7.
Neste trabalho, observou-se uma diminuição dos valores de Ep para todas as temperaturas de
envelhecimento, indicando que, tanto a precipitação de carbonetos de cromo, quanto de fase 
diminuem a resistência à corrosão do AIA AISI 310S (TAVARES et al., 2009).
59
Figura 2.22 - Curvas de polarização anódica para a amostra solubilizada e tratada a
800°C por 210h (TAVARES et al., 2009).
Tabela 2.7 - Potenciais de pites para uma solução de 3,5% NaCl (TAVARES et al.,
2009).
Tratamento
térmico
Solubilizada
600 °C – 210 h
650 °C – 210 h
700 °C – 210 h
750 °C – 210 h
800 °C – 210 h
2.3
EP
(VSCE)
0,870
0,400
0,452
0,569
0,525
0,270
ESTUDO DE FALHA DE UM ESPELHO DE GERADOR DE GÁS INERTE
Pardal et al., (2011) estudaram um espelho de um gerador de gás inerte, semelhante ao
objeto de estudo do presente trabalho, que apresentou falha após 3 anos em operação.
Conforme comentado, o espelho, construído em AISI 310S, experimentou repetidos ciclos de
temperatura, estando também sujeito a gradientes térmicos importantes na direção radial e,
por ser um equipamento de uso intermitente, os ciclos de aquecimento e resfriamento se
transformaram em ciclos de tensão térmica, principalmente na face mais quente voltada para o
queimador que possui uma espessura aproximada de 20 mm.
60
Nesse estudo, foi cortada uma porção do espelho, e foram delimitadas sete regiões
para análise tanto na face externa à câmara, cuja superfície é ilustrada na Figura 2.23, assim
como aquela voltada para interior da câmara de combustão. Nestas condições a zona
delimitada pela letra A na Figura 2.23 é denominada de região quente, enquanto isso, a região
B foi denominada como região fria, tendo em vista que nesta região circula de água de mar
por meio de um circuito do lado externo ao espelho.
Figura 2.23 - Porção do espelho do gerador de gás inerte mostrando as regiões analisadas.
Superfície voltada para o lado externo da câmara de combustão (PARDAL et al., 2011).
As Figuras 2.24 (a) e (b) mostram trincas observadas na zona de alta temperatura
precisamente da região R2 da zona quente (A). A trinca principal é nucleada do lado interno
se propagando através da espessura atingindo a parede externa em uma pequena região.
Trincas secundárias de ao redor 0,5 mm foram observadas de maneira próxima e paralela à
trinca principal como mostrado na Figura 2.24 (b).
61
Figura 2.24 - Trincas na zona quente da região R2: (a) Trinca principal; (b) Trinca secundária
(PARDAL et al., 2011).
A análise por MEV da superfície das trincas na região 2, da zona quente, apresenta
dimples, conforme mostra Figura 2.25, denotando comportamento dúctil de propagação da
falha. Por outro lado, na Figura 2.25 (b-d), podem ser observadas estrias características de
falha por fadiga, indicando a ocorrência de fadiga térmica devido à operação intermitente do
gerador de gás inerte.
62
Figura 2.25 - Trincas da região R2 na zona A analisadas no MEV (PARDAL et al., 2011).
A Figura 2.26 mostra as trincas da região R4 na zona fria. As mesmas são iniciadas do
lado externo do espelho, percorrendo a espessura deste em direção à superfície interna do
mesmo. Conforme observado, as trincas possuem ramificações típicas de corrosão sob tensão
(CST). Cabe ressaltar que a superfície da região externa do espelho, na zona fria, fica em
contato direto com água do mar durante a operação, a qual fornece as condições ambientais
necessárias para corrosão sob tensão. Nesse trabalho a análise por EDS na ponta da trinca
acusou a concentração de Cl, Ca e S, que confirma a corrosão sob tensão pela ação da água do
mar (PARDAL et al., 2011).
63
Figura 2.26 - Trincas de corrosão sob tensão da região R4. (a) seção trasnversal próxima da
borda externa do espelho. (b) Ramificações características de CST (PARDAL et al., 2011).
A Figura 2.27 mostra as microestruturas da região R2 ao longo da seção transversal do
espelho. A Figura 2.27 (a) caracteriza a região da superfície externa, ao passo que a Figura
2.27 (b) exibe a microestrutura no centro da seção transversal. Finalmente, a Figura 2.27 (c)
mostra a microestrutura próxima da superfície interna do espelho. Estas micrografias foram
obtidas com aplicação do ataque eletrolítico com solução a base de NaOH, a qual é
recomendada para revelar fase sigma em aços austeníticos. As altas temperaturas
experimentadas pela zona quente em serviço promoveram a precipitação da fase  que é mais
pronunciada na face interna do que na face externa, devido ao gradiente de temperatura
através da espessura.
64
Figura 2.27 - Microestrutura da região R2 (a) na superfície externa,(b) em uma seção a
meia espessura, e (c) na superfície interna (PARDAL et al., 2011).
65
A Figura 2.28 mostra a propagação de uma trinca através dos contornos de grão na
região 2 da zona quente, cuja precipitação de fase  é intensa. Segundo Pardal et al., (2011), a
falha por fadiga térmica na zona quente foi facilitada pela precipitação intensa de fase  que
reduz a tenacidade e aumenta a dureza do material.
Figura 2.28 - Propagação da trinca na região R2 onde se observa intensa precipitação de fase
sigma (PARDAL et al., 2011).
As microestruturas das regiões R4 e R7 foram reveladas pela aplicação do reagente de
ácido oxálico a 10%, sendo representadas pelas Figuras 2.29 (a) e (b), respectivamente. O
material se apresenta sensitizado devido à precipitação de carboneto de cromo. Vale ressaltar
que a fase  não foi detectada com ataque com NaOH. Visto que a temperatura na região R7
não ultrapassa 100ºC durante operação, a presença de carbonetos indica que o material foi
adquirido em estado sensitizado.
66
Figura 2.29 - Microestruturas de precipitação intergranular de carbonetos de cromo, revelada
com uma solução de 10% de ácido oxálico (8 V, 60 s): (a) região R4 e (b) a região R7
(PARDAL et al., 2011).
O perfil de dureza, apresentado na Figura 2.30 mostra que as regiões da zona quente
(R1 e R3), são mais duras do que a zona fria (R4, R5 e R7), devido à precipitação de fase .
Pardal et al., (2011) descrevem que, para pequenos períodos de envelhecimento, a
precipitação de fase  é mais significativa a 700ºC e 800ºC. Já a 600 ºC a precipitação de
carbonetos de cromo é abundante, mas não foi observada fase  com ataque com NaOH. Os
resultados dos ensaios de impacto realizados nesse trabalho, apresentados na Tabela 2.8,
mostram que a precipitação de fase  é responsável por uma diminuição acentuada da
tenacidade, embora a precipitação de carbonetos nos contornos de grão também tenha efeito
de fragilização, tal como também comentado oportunamente na seção 2.2.4.
67
Figura 2.30 - Perfil de dureza obtido em diferentes regiões ao longo da seção transversal do
espelho (adaptada de PARDAL et al., 2011).
Tabela 2.8 - Resultados dos ensaios de impacto realizado para diferentes condições de
tratamento térmico à temperatura de 22ºC (PARDAL et al., 2011).
Tratamento térmico
Temperatura, Tempo,
(ºC)
(h)
Solubilizado
600
100
600
200
700
100
700
200
800
100
800
200
Tenacidade
(J)
217
165
122
119
116
55
23
Finalmente, Pardal et al. (2011) concluem que os motivos da falha do espelho foram
produto da solicitacão térmica cíclica acentuada pelo processo fragilização devido à
precipitação de fase  na zona quente. Além disso, na zona refrigerada, foram noticiadas
68
trincas de CST devido ao contato direto do espelho com o circuito refrigerado com água do
mar, intensificado pelo fato do material do espelho ter sido comprado sensitizado.
2.4
CARACTERIZAÇÃO DE AÇOS INOXIDÁVEIS POR TÉCNICAS NÃO
DESTRUTIVAS
2.4.1
Metalografia de campo
Este método não destrutivo, também conhecido como réplica metalográfica, permite a
observação indireta da microestrutura através do emprego de um filme de acetato de celulose.
A Figura 2.31 mostra de forma esquemática o emprego das réplicas metalográficas sobre o
material a ser estudado (STRUERS, 2013).
Figura 2.31 - Desenho esquemático da aplicação do filme de acetato de celulose sobre a
superfície de um material previamente atacado metalograficamente (STRUERS, 2013).
O ensaio consiste inicialmente na preparação da superfície do local a ser avaliado de
maneira similar ao procedimento metalográfico convencional. Porém, na etapa de lixamento,
é empregada uma microretifica até atingir um grau de acabamento da superfície equivalente
ao obtido com lixa de granulometria 1200. Entretanto, dependendo das condições iniciais da
superfície pode ser necessária a utilização de esmerilhadeira angular.
Após limpeza com sabão neutro e álcool; sucessivas etapas de polimento manual são
realizadas com pasta de diamante de 6, 3 e 1µm, sendo o polimento final realizado com pasta
69
de ¼ µm. No entanto, o polimento também pode ser efetuado com alumina em suspensão com
partículas de tamanho de 1µm e 0,1µm.
Finalizado o polimento e limpeza da superfície a ser examinada, são efetuados os
ataques metalográficos correspondentes para revelar as características microestruturais.
Para aplicação do reagente, como exemplo de revelar fase  em aços inoxidáveis
austeno-ferríticos duplex (AID) e superduplex (AISD), utiliza-se um dispositivo
especialmente projetado para simular as condições de uma célula para ataque eletrolítico, tal
como mostrado na Figura 2.32 (PARDAL et al., 2009).
Figura 2.32 - Ataque eletrolítico de uma junta soldada de AISD com o reagente KOH.
Dispositivo para simular as condições de uma célula eletrolítica no campo (PARDAL et al.,
2009).
Ao ataque eletroquímico seguem-se as etapas de limpeza, secagem com álcool e
secador, e aplicação da réplica. Para a aplicação do filme de acetato (réplica) sobre a
superfície atacada, o mesmo deve inicialmente ser molhado com uma solução de 50% álcool
+ 50% acetona, com o uso de uma pipeta. Esta etapa, de vinte e cinco segundos de duração,
tem por objetivo amolecer o filme de acetato. O excesso da solução é escorrido sacudindo-se
levemente a réplica e aplicando-a em seguida sobre a superfície atacada. Nos sessenta
segundos seguintes é necessário exercer certa pressão com a ponta do dedo para a fixação da
réplica sobre a peça. Transcorridos cinco minutos o filme aderido é retirado lentamente com
estilete ou pinça por uma de suas extremidades e colado sobre uma lâmina de vidro que vem
com o kit fornecido pela firma Struers. Nestas condições, a microestrutura pode ser observada
70
no microscópio óptico de forma indireta. A Figura 2.33 mostra a sequência do ensaio e a
Figura 2.34 mostra o material necessário para a caracterização microestrutural de no campo.
Figura 2.33 - Sequência na realização do ensaio por réplicas metalográficas. (a) Secagem da
superfície após ataque eletrolítico. (b) amolecimento da réplica com mistura de álcool e
acetona. (c) Aplicação sobre a superfície. (d) réplica aplicada (PARDAL et al., 2009).
71
Figura 2.34 - Material necessário para a realização do ensaio de réplicas metalográficas no
campo (PARDAL et al., 2009).
Através da metodologia descrita, Pardal et al., (2009) caracterizaram satisfatoriamente
as fases deletérias precipitadas presentes na microestrutura de um aço inoxidável superduplex
(AISD) UNS S32750 por réplica metalográfica. A quantificação de fases precipitadas foi
realizada por microscopia óptica com observação direta (MOD), sendo comparadas com
aquelas obtidas através de réplicas, de forma indireta (MOI) e por propriedades magnéticas
(PM).
A Figura 2.35 apresenta os resultados obtidos pela quantificação de fases deletérias
por MOD, MOI e PM nas amostras tratadas isotermicamente a 800ºC e 900ºC, observando-se
que os valores de MOI estão muito próximos daqueles obtidos por MOD e PM. Deste modo,
pode-se estabelecer que a quantificação de fases deletérias através de réplicas metalográficas
é um método eficaz para a detecção precoce de fases deletérias.
72
Figura 2.35 - Percentual de fases deletérias medidas por MOD, MOI e PM versus tempo de
tratamento térmico para 800 e 900ºC para o AISD UNS S32750 (PARDAL et al., 2009).
Nesse mesmo estudo, algumas amostra de AISD também foram tratadas a 1100ºC por
40 minutos e arrefecidas com diversas taxas de resfriamento. Estas amostras foram
identificadas como: resfriamento contínuo lento (RCL), resfriamento contínuo moderado
(RCM) e resfriamento contínuo rápido (RCR). As amostras resfriadas ao forno foram
mergulhadas em água quando a temperatura alcançou 580ºC. Os resultados da quantificação,
mostrados, na Tabela 2.9, denotam que os valores percentuais de fases deletérias precipitadas
pelos métodos estudados encontram-se muito próximos. Deste modo, os valores das fases
deletérias precipitadas podem ser estimados através do ensaio não destrutivo de réplicas
metalográficas.
Tabela 2.9 - Percentuais de fases deletérias precipitadas mediante tratamentos por
resfriamento contínuo no AISD estudado (PARDAL et al., 2009).
73
Segundo Pardal et al., (2009), o ensaio de réplicas metalográficas permite tanto a
caracterização quanto a quantificação de fases precipitadas em AISD. Os resultados obtidos,
em todas as condições, convergem com aqueles obtidos por microscopia óptica por
observação direta (MOD).
2.4.2
Ensaio de Dureza de Campo
O Ensaio de dureza de campo pode ser realizado através do método da impedância
ultrassônica de contato (Ultrasonic Contact Impedance, UCI). Esta técnica emprega como
base o método Vickers, porém as dimensões das diagonais provenientes do processo de
endentação não são medidas opticamente como nos ensaios convencionais. Neste caso, tais
dimensões são obtidas eletronicamente através da medição de uma freqüência ultrassônica.
A sonda de medição é composta essencialmente por um diamante Vickers acoplado à
ponta de uma haste metálica. Durante o ensaio, a haste é excitada na direção longitudinal
através de um transdutor piezelétrico na freqüência de ressonância de aproximadamente
70.000 Hz. A Figura 2.36 mostra a representação esquemática simplificada da sonda
(FRANK, (2006, 2011) apud THIAGO, 2011).
Figura 2.36 - Representação esquemática simplificada da sonda (FRANK, 2006 apud
THIAGO, 2011).
Quando a carga de ensaio é aplicada, ocorre uma variação na frequência da haste
enquanto o diamante penetra no material. Esta variação da frequência se torna maior quando a
74
profundidade de penetração é maior. Assim sendo, a variação de frequência será menor em
materiais duros, em virtude de uma menor penetração do endentador. Conforme mostrado na
Figura 2.36, a aplicação da carga especifica é feita através de uma mola e, um instrumento
monitora constantemente a frequência em um transdutor receptor, executando-se, portanto, o
cálculo e indicação instantânea do valor da dureza. Neste sentido, a Figura 2.37 relaciona os
valores de dureza Vickers versus as variações de freqüência registradas pela sonda (FRANK,
2006 apud THIAGO, 2011).
Figura 2.37- Variações dos valores de dureza Vickers em relação à freqüência registrada pela
sonda (FRANK, 2006 apud THIAGO, 2011).
Comercialmente é possível encontrar sondas de medição com cargas usuais de 1 kgf
(10N), 5 Kgf (50N) e 10 Kgf (98N), em diversos tipos de configuração e tamanhos, podendo
ainda ser operada de forma manual ou automatizada, como apresentado pelas Figuras 2.38 e
2.39, respectivamente (KRAUTKRAMER, 2005). A Figura 2.40 exibe os principais tipos e
acessórios disponíveis para estes equipamentos ((FRANK, (2006, 2011) apud THIAGO,
2011).
75
Figura 2.38 - Equipamento portátil para ensaio de dureza UCI com sonda manual (FRANK,
2006 apud THIAGO, 2011).
Figura 2.39 - Equipamento portátil automatizado para ensaio de dureza UCI (FRANK, 2006
apud THIAGO, 2011).
76
Figura 2.40 - Acessórios e equipamentos portáteis de ensaios de dureza. (1) Unidade
eletrônica de processamento; (2) Sondas de carga; (3) Gabarito para automatização do ensaio;
(4) Bloco padrão; (FRANK, 2006 apud THIAGO, 2011).
O manual de operação especifica que para obter resultados de medições confiáveis e
repetíveis, é importante ter um bom acabamento superficial. Portanto, a superficie deve estar
limpa e livre de óleo, graxa e poeira. A rugosidade da superfície do material deve ser pequena
em relação à profundidade de penetração da pirâmide de diamante Vickers (em torno de 14 a
200 micra). Recomenda-se uma rugosidade superficial de aprox. 30% da profundidade de
penetração (KRAUTKRAMER, 2005).
Outro aspecto a ser considerado é relativo às leituras discrepantes que podem ocorrer
com muito maior frequência para amostras com massas inferiores a 0,3kg, espessuras
menores a 15mm e/ou se amostra for excitada em oscilações ressonantes. Portanto, os
materiais de teste devem ser fixados em uma base sólida usando uma pasta viscosa. O mesmo
se aplica para os blocos de calibração padrões de dureza. Entretanto, amostras com formato de
placas finas devem ter uma espessura que corresponda a 10 vezes a profundidade de
penetração da pirâmide de diamante Vickers (KRAUTKRAMER, 2005).
77
2.4.3
Ensaio de Polarização Eletroquímica de Reativação Cíclica
O método DL-EPR (Double Loop Electrochemical Potentiokinetic Reactivation) ou
PERC, é uma versão muito utilizada para a determinação do grau de sensitização, que
consiste em uma alteração do método original EPR com a finalidade de torná-lo mais simples.
Neste método eletroquímico a varredura de reativação é precedida por uma polarização
anódica desde o potencial de corrosão até a região passiva, resultando com isto dois picos de
corrente, o pico de corrente anódico de ativação (Ia) e o pico de corrente de reativação (Ir).
De modo geral, a região sensitizada de uma junta soldada é usualmente caracterizada
pela utilização das metodologias citadas pela norma ASTM A262. Entretanto, estas técnicas
não quantificam o grau de sensitização (ASTM A 262, 2002). Deste modo, Herculano, (2004)
propôs a utilização de um método não destrutivo de campo para quantificação do grau de
sensitização através de ensaio de PERC utilizando uma célula eletroquímica portátil,
conforme mostrada na Figura 2.41, onde seus componentes são apresentados, em detalhe, na
Figura 2.42.
Figura 2.41 - Célula eletroquímica portátil (HERCULANO, 2004).
78
Figura 2.42 - Componentes da célula eletrolítica utilizada no teste de PERC. Da
esquerda para a direita: Tubo Pyrex, pontas de borracha e eletrodos (HERCULANO, 2004).
A Figura 2.43 mostra as curvas potenciocinéticas típicas obtidas através da técnica
PERC fazendo uso de uma célula eletroquímica portátil. Detectam-se nestas figuras, o pico
máximo de corrente gerado pela corrente de ativação (Ia) e o pico máximo de corrente gerado
pela varredura de reativação (Ir), sendo este último presente apenas no ensaio da amostra
sensitizada da Figura 2.43 (b). A determinação do grau de sensitização é feita pela razão entre
os dois picos máximos de corrente Ir/Ia (HERCULANO, 2004).
79
Figura 2.43 - Curvas típicas obtidas através da técnica PERC (a) para o material não
sensitizado, e (b) material sensitizado (HERCULANO, 2004).
Para a validação da confiabilidade dos resultados obtidos a partir dos ensaios de PERC
usando a célula eletroquímica portátil, recorreu-se à utilização de amostras de AIA AISI 304L
e 316L pertencentes ao banco de dados do programa SENSISTEEL 1.0. (LIMA, 2002 apud
HERCULANO, 2004). Neste trabalho utilizou-se o método PERC de forma convencional,
isto é, as amostras são retiradas de corpos de prova para a realização de eletrodos, logo estes
eletrodos de trabalho ficam imersos na solução 0,5M H2SO4 + 0,01M KSCN durante a
realização dos ensaios. Finalmente, empregando-se a célula eletrolítica portátil, foram
realizados ensaios de PERC para avaliar a presença de precipitação de carbonetos em
amostras de aços AISI 316L e AISI 304L. Os resultados destes ensaios foram comparados
com as respectivas microestruturas do banco de dados SENSISTEEL 1.0 (HERCULANO,
2004).
Todos os resultados dos ensaios PERC obtidos com a célula portátil, foram similares
aos catalogados pelo banco de dados. A
Figura 2.44 e a Figura 2.45 apresentam dois exemplos, de 35 amostras analisadas, das
micrografias do banco de dados, destacando-se à direita da imagem o resultado do ensaio de
PERC obtido com a célula eletroquímica. Observa-se na
Figura 2.44 que não há indícios de precipitação de carbonetos (Ir/Ia = 0,004), o que
pode ser comprovado pela análise da microestrutura apresentada. Resultado semelhante é
apresentado na Figura 2.45 para o aço AISI 304L, comprovando o excelente desempenho da
célula eletrolítica desenvolvida.
80
Figura 2.44 - Micrografia do aço AISI 316L, exposto a 450°C por 24 horas. (a) Imagem do
banco de dados do SENSISTEEL 1.0. (b) Resultado do ensaio PERC obtido com a célula
eletroquímica (HERCULANO, 2004).
Figura 2.45 - Micrografia do aço AISI 304L exposto a 500°C por 96 horas. Imagem do
banco de dados do SENSISTEEL 1.0. (b) Resultado do ensaio PERC obtido com a célula
eletroquímica denotando sensitização (HERCULANO, 2004).
As análises comparativas feitas por Herculano, (2004) entre a metodologia
desenvolvida e a tradicional da norma ASTM 262-A foram concordantes entre si, sugerindo
que esta nova metodologia de avaliação da zona termicamente afetada (ZTA) em junta
soldadas de AIA é adequada para seu emprego, apresentando as vantagens de rápida
execução, de maneira pontual e não destrutiva, propiciando deste modo, a sua avaliação no
campo.
Andrade et al., (2012) apresentaram um trabalho com o objetivo de analisar o grau de
sensitização de um AIA AISI 304, utilizando uma célula portátil desenvolvida pelo
81
Laboratório ENGESOLDA da Universidade Federal do Ceará (UFC), conforme mostrada na
Figura 2.46. Neste estudo foi avaliado, durante os ensaios, a influência da área circular de
contato, assim como a taxa de varredura na razão Ir/Ia nos ensaios de PERC. Foram utilizadas
seções circulares com diâmetros de 0,8 mm, 1,5 mm e 2,0 mm e velocidades de varredura de
1,5mV/s, 3mV/s e 6mV/s. Neste trabalho, para a validação dos resultados, as microestruturas
foram analisadas seguindo procedimento normal de metalografia.
Figura 2.46 - Célula eletroquímica desenvolvida pelo ENGESOLDA-UFC (ANDRADE et al.,
2012).
Andrade et al., (2012) analisaram amostras submetidas a três diferentes tipos de
tratamentos térmicos, 400°C por 1h (A), 600°C por 100h (B) e 700°C por 100h (C), com
objetivo de obter diferentes graus de sensitização, Step, Dual e Ditch. Segundo a ASTM A
262, a classificação da microestrutura é feita conforme o seguinte critério: estrutura tipo
degrau (Step) é caracterizada pela observação de degraus entre os grãos e a não ocorrência de
valas (Ditches), enquanto isso, a estrutura em vala (Ditch) é caracterizada quando um ou mais
grãos são completamente circundados por estas valas. Finalmente, a estrutura Dual se
caracteriza quando se encontram valas e degraus entre os grãos, onde as valas não circundam
completamente nenhum grão. A estrutura Step caracteriza o material livre de sensitização,
onde os contornos de grão não apresentam carbonetos de cromo precipitados. Já a estrutura
em Ditch caracteriza o material sensitizado, e potencial corrosão intergranular (ASTM A262,
2004).
82
Os resultados obtidos por Andrade et al., (2012) mostraram que, quanto maior a
velocidade de varredura, ocorre uma diminuição da razão Ir/Ia nas amostras sensitizadas,
resultando em uma perda de sensibilidade do ensaio. Por outro lado, o aumento da área de
ensaio resulta em um aumento de Ir/Ia. Esses resultados podem ser observados nas Figura 2.47
e Figura 2.48, respectivamente.
Figura 2.47 - Efeito da velocidade de varredura sobre a razão Ir/Ia.(ANDRADE et al., 2012).
83
Figura 2.48 - Efeito do diâmetro do bico da célula (área de contato) sobre o valor de Ir/Ia.
(ANDRADE et al., 2012).
O Figura 2.49 mostra a influência do tratamento térmico e a velocidade de varredura
em relação à razão Ir/Ia, denotando a sensibilidade do ensaio para diferentes tipos de
microestrutura e a diminuição de Ir/Ia devido ao aumento da taxa de varredura, conforme
mostrado anteriormente (ANDRADE et al., 2012).
Figura 2.49 - Influência do tratamento térmico e velocidade de varredura sobre a razão Ir/Ia
(ANDRADE et al., 2012).
84
2.4.4
Ensaio eletroquímico EC-PEN
Büchler et. al., (2003) apresentaram o uso da denominada EC-PEN ou caneta
eletroquímica para determinar a resistência à corrosão de AI no campo, com intuito de
controle de qualidade. Para isso, foram desenvolvidos um sensor eletroquímico e um
potenciostato portátil que permitem a rápida informação eletroquímica local, em amostras
com diversas geometrias, exigindo pouco preparo prévio da superfície a ser analisada.
O sensor eletroquímico EC-PEN, conforme mostrado na Figura 2.50, é constituído de
um reservatório contendo o eletrólito de teste que, por sua vez, está interligado a um corpo de
polímero poroso através do qual o eletrólito entra em contato com a superfície a ser ensaiada
por efeito da capilaridade proporcionando o umedecimento controlado da sua superfície. A
Figura 2.51, exibe com maior detalhe o corpo poroso da caneta eletroquímica.
Figura 2.50 - (a) EC-PEN. (b) unidade de controle portátil (BÜCHER et al., 2003).
Figura 2.51 - Vista do corpo de polímero poroso da caneta EC-PEN.
85
Esta unidade eletroquímica de controle portátil opera com soluções de 0,1, 1 e 5 M de
NaCl, permitindo a polarização com varreduras de 10mV/s na determinação de um valor de
potencial de pites. A curva de calibração típica é mostrada na Figura 2.52 (a). Através dos
resultados de diversas calibrações, calcula-se a média dos resultados para a determinação do
potencial de pites (BÜCHER et al., 2003) & (CLINOX, 2012).
Com a finalização do processo de calibração, o instrumento tem o seu potencial
diminuído em 180mV quando utilizada a solução de 0,1 M NaCl, 140mV para a solução de
teste de 1M NaCl e em 120mV no caso do uso da solução de 5M NaCl (CLINOX, 2012). A
resistência à corrosão relativa é obtida através de testes potenciostáticos de aproximadamente
10 segundos de duração. As curvas típicas de possíveis resultados são exemplificadas na
Figura 2.52 (b). Caso a corrente apresente um comportamento típico de passivação, pode ser
concluído que a amostra tem resistência à corrosão maior ou igual ao metal ensaiado na
calibração. Este caso corresponde com a curva identificada como Pass na Figura 2.52 (b).
Caso a corrente experimente um forte crescimento em função do tempo, pode ser concluído
que se iniciou a formação de pites e, a área analisada apresenta um decréscimo da resistência
à corrosão se comparada ao metal de base no qual foi realizada a calibração. Esta situação é
representada pela curva identificada como Pit, tal como mostrado na Figura 2.52 (b)
(BÜCHER et al., 2003).
Figura 2.52 - (a) Curva de polarização para calibração com taxa de varredura de 10 mV/s. (b)
Teste potenciostático a 0,2VSCE apresentando uma curva de material com resistência à
corrosão elevada (Pass), e uma curva referente a ocorrência de pites (Pit) (adaptada de
BÜCHER et al., 2003).
86
2.4.5
Ensaio por Ultrassom
Tavares et al., (2009) também investigaram a precipitação de fases no AIA AISI310S
por ensaio não destrutivo de ultrassom. Deste modo, pretende-se avaliar a possibilidade de
utilização desta técnica na detecção e caracterização da precipitação de carbonetos de cromo e
fase  em serviço. As inspeções por ultrassom foram realizadas de modo avaliar a influência
da precipitação de fases na velocidade da onda ultrassônica, sendo realizadas medidas com
diferentes frequências de excitação. A Figura 2.53 denota como a velocidade da onda
ultrassônica varia com a temperatura e tempo de envelhecimento a 800°C, porém este
variação é pouco significativa nos outros casos. Conclui-se, portanto, que a utilização de
medidas de velocidade da onda ultrassônica, detecta apenas a intensa formação de fase , não
sendo sensível à formação de carbonetos de cromo e à formação de pequenas proporções de
fase . Contudo, mais estudos devem ser realizados focando na detecção precoce da fase .
Figura 2.53 - Variação da velocidade da onda ultrassônica com o tempo de envelhecimento,
utilizando diferentes freqüências de medição: (a) 4MHz; (b) 5MHz; (c) 10MHz; (d) 20MHz
(TAVARES et al., 2009).
CAPÍTULO 3
3
3.1
MATERIAIS E MÉTODOS
MATERIAIS
Para a realização deste trabalho, foi estudada de maneira não destrutiva uma porção de
espelho retirada de um gerador de gás inerte, conforme mostrado na Figura 3.1. No entanto,
para estabelecer uma análise comparativa em determinados ensaios, foram analisadas
amostras extraídas em determinadas regiões, em outra porção do mesmo espelho, apresentado
oportunamente na Figura 2.23. O material de construção do espelho corresponde a um aço
inoxidável austenítico AISI310S trabalhado, tendo em vista que a análise química, observada
na Tabela 3.1, é compatível com a deste material. A análise de composição química foi
realizada por métodos analíticos quantitativos na Companhia Siderúrgica ACESITA.
Figura 3.1 - Porção de espelho de gerador de gás inerte recebido para estudo.
.
91
Tabela 3.1 - Composição química (% em peso) do material recebido. Fe balanço.
C
Mn
V
Si
Ni
Cr
N
Ti
S
P
0,054
1,766
0,181
0,605
19,410
24,650
0,003
0,010
0,002
0,016
Vale ressaltar que este estudo foi conduzido no mesmo material, sendo avaliado por
técnicas destrutivas por Pardal et al., (2011), onde manifestou-se a falha em uma determinada
região deste componente, pela intensa precipitação de fase , além dos esforços
termomecânicos cíclicos a que o equipamento foi submetido, tal como comentado
oportunamente na seção 2.3. Conforme mencionado, nesse estudo corroborou-se ainda que o
espelho encontrava-se totalmente sensitizado.
3.2
DETERMINAÇÃO DOS LOCAIS DE REALIZAÇÃO DOS ENSAIOS
Conforme comentado na seção 2.3, o espelho experimenta repetidos ciclos de
temperatura, estando também sujeito a gradientes térmicos importantes na direção radial e,
por ser um equipamento de uso intermitente, os ciclos de aquecimento e resfriamento se
transformam em ciclos de tensão térmica, principalmente na face mais quente voltada para o
queimador. Deste modo, foram estabelecidas sete regiões de análise na face interna do
espelho voltada para o queimador do gerador, tal como mostrado e identificado na Figura 3.2.
No entanto, estabeleceu-se uma correlação entre as regiões deste trabalho e aquelas efetuadas
recentemente por Pardal et al., (2011). Neste sentido, estimou-se que as regiões R1, R2, R3 e
R4 se correspondem entre ambos os trabalhos, e a R5 do trabalho de Pardal et al., (2011) se
correlaciona com a R6 determinada para este trabalho.
92
Figura 3.2 - Porção de espelho do gerador de gás inerte. Regiões para realização dos ensaios
não destrutivos.
Deste modo, as sete regiões internas foram distanciadas radialmente em relação ao
bocal de localização do queimador tal como apresentado na margem esquerda da Figura 3.2.
A Tabela 3.2 exibe os valores da distância de cada região analisada em relação à extremidade
da abertura do bocal do queimador. As regiões foram assim determinadas de modo a traçar
um perfil de mudanças microestruturais sofridas pelo espelho do gerador. Cabe destacar que,
as regiões R4, R5, R6 e R7 são regiões refrigeradas externamente mediante utilização de um
circuito contendo água do mar.
Tabela 3.2 - Distâncias em relação à extremidade da abertura do bocal de cada região
analisada.
Região
R1
R2
R3
R4
R5
R6
R7
Distância (mm)
5
65
110
165
220
275
345
Cabe ressaltar que todos os ensaios de caracterização não destrutiva, descritos nas
seções 3.4.1, 3.4.2, 3.4.3 e 3.4.4, foram efetuados em todas as regiões de interesse (R1-R7).
3.3
CARACTERIZAÇÃO PRELIMINAR DESTRUTIVA
Com intuito de complementar o trabalho realizado por Pardal et al., (2011) e ao
mesmo tempo estabelecer uma análise comparativa com o presente trabalho, foram removidas
amostras de distintas regiões conforme comentado em 3.1. As regiões de análise destrutiva
foram R1 e R4, avaliando-se tanto a superfície externa do espelho como aquela voltada para o
93
lado interno da câmara de combustão. Cabe ressaltar que as amostras da região R1 e R4 do
lado externo foram denominadas de R1E e R4E, diferenciando-se assim daquelas obtidas na
face voltada para o queimador. Além disso, uma amostra, identificada pela letra S, foi retirada
do espelho para que fosse efetuado um tratamento térmico de solubilização a 1100ºC durante
40 minutos com posterior resfriamento na água. O tratamento foi conduzido em um forno
tubular com atmosfera inerte contendo gás argônio, tal como mostrado na Figura 3.3. Como
comentado na seção 2.2.2.2, este tratamento tem o intuito de dissolver todos os precipitados
existentes no material como recebido e manter os elementos de liga em solução sólida na
matriz austenítica.
Figura 3.3 - Tratamento térmico de solubilização realizado na amostra retirada do material
como recebido.
A partir da obtenção destas amostras foram fabricados eletrodos de trabalho para a
realização de ensaios de PERC no modo convencional. Os eletrodos de trabalho foram
fabricados através da prensagem de um fio rígido de Cu a um rasgo previamente realizado em
cada amostra estudada. Em seguida, estes eletrodos foram embutidos em resina de cura a frio.
Vale ressaltar que a superfície da cada amostra em contato com o eletrólito foi preparada até a
lixa com granulometria 400. De modo de evitar a corrosão por frestas, as laterais e vértices do
eletrodo em contato com a resina foram recobertas com esmalte incolor.
94
As análises eletroquímicas por polarização eletroquímica de reativação cíclica (PERC)
foram efetuadas no Laboratório de Metalografia e Tratamentos Térmicos (LABMETT) do
Departamento de Engenharia Mecânica da Universidade Federal Fluminense. Todos os
ensaios foram conduzidos em um potenciostato galvanostato Autolab® Type III, mostrado
na Figura 3.4, à temperatura ambiente fazendo uso de uma solução de 2,00 M H2SO4 + 0,01
M KSCN que apresentou melhor comportamento em relação a outras soluções que foram
testadas previamente por Tavares et al., (2009). A varredura foi realizada após alguns minutos
da estabilização do potencial com o circuito aberto (-0,4VSCE). Em seguida, o potencial,
medido em relação ao eletrodo de referência, foi aumentado no sentido anódico com uma taxa
de 1mVSCE/s até 0,3VSCE. Finalmente, atingido este valor, a varredura foi invertida no sentido
catódico até o valor original do potencial de circuito aberto.
Figura 3.4 - Potenciostato Autolab® Type III. 1- Computador para o tratamento de dados,
2- Potenciostato, 3- Dummy cell, 4-Célula eletroquímica.
A Figura 3.5 apresenta a localização dos diversos elementos que compõem a célula
eletroquímica convencional. A mesma consiste da utilização do eletrodo de trabalho
mencionado, item (5), um contra eletrodo de platina (3) e um eletrodo de referência de
calomelano saturado (SCE) (4).
95
Figura 3.5 - Esquema de instalação da célula eletrolítica convencional.
Complementarmente, foram realizadas nestas amostras, análises metalográficas de
acordo com procedimento metalográfico convencional aplicando-se os reagentes eletrolíticos
de NaOH e ácido oxálico, tal como mostrado na Tabela 3.3 (PARDAL et al., 2011). A seguir,
foi realizada a avaliação da microestrutura em um microscópio óptico (MO) Zeiss modelo
NEOPHOT 32 do Laboratório de Metalografia e Tratamentos Térmicos (LABMETT) do
Departamento de Engenharia Mecânica da Universidade Federal Fluminense (UFF).
Tabela 3.3 - Características dos ataques metalográficos empregados (PARDAL et al., 2011).
Reagente
Solução de 10% NaOH
Voltagem
3V
Tempo
15 s
Solução de 10% de ácido oxálico
8V
60 s
3.4
Objetivo
Revelar fase sigma
Revelar carbonetos de cromo e fase
sigma
CARACTERIZAÇÃO POR TECNICAS NÃO DESTRUTIVAS
3.4.1 Metalografia de Campo
De acordo ao comentado na seção 2.4.1 e conforme observado na Figura 3.2, a
preparação das superfícies do espelho para aplicação das réplicas foi feita sequencialmente
através do lixamento mediante uso de microretifica com posterior polimento manual fazendo
uso sucessivo de pastas de diamantes de tamanho de 6, 3, 1 e ¼ µm, de modo similar ao
96
procedimento metalográfico convencional. Com a superfície preparada, foi realizado
inicialmente o ataque eletrolítico indicado na Tabela 3.3, fazendo uso de uma solução de
NaOH com o intuito revelar fase σ, cuja execução se visualiza na Figura 3.6. Cabe ressaltar
que o tempo de duração do ensaio, neste tipo de caracterização, foi de 45 segundos de modo
atingir uma boa representação de partículas alaranjadas de fase σ na réplica. Logo, com a
superfície atacada, tal como mostrada na Figura 3.7 para a região R2, procedeu-se a aplicação
da réplica nesta região, como mostrada na Figura 3.8 e especificada na seção 2.4.1. Vale
ressaltar que a Figura 3.7 também mostra uma das réplicas sendo aplicada na região R3,
enquanto as Figuras 3.9 e 3.10 denotam, em forma respectiva, o destacamento da réplica na
região R5 e as superfícies da réplica e do espelho, em forma simultânea, na região R3 depois
de retirada a mesma.
Figura 3.6 - Execução do ataque eletroquímico a base de NaOH para revelar fase sigma.
97
Figura 3.7 - Região R2 após ataque. Réplica da região R3 aplicada.
Figura 3.8 - Região R2 após ataque denotando uma cor alaranjada. Réplica sendo preparada
para sua aplicação na superfície desta região.
98
Figura 3.9 - Destacamento da réplica da Região R5.
Figura 3.10 - Observação simultânea das superfícies da réplica e do espelho na região R3.
Após de realizadas as réplicas em todas as regiões, as superfícies foram lixadas
novamente em forma sequencial com lixas de granulometria 500, 600 e 1200 e, logo polidas
com pastas de diamantes de tamanho de 6, 3, 1 e ¼ µm, destacando-se a realização da limpeza
da superfície em cada etapa de lixamento/polimento. Com a superfície já preparada foi
realizado o ataque eletrolítico com a solução a base de ácido oxálico para revelar fase  e
carbonetos de cromo, tal como indicado na Tabela 3.3 no modo convencional. Neste sentido,
vale ressaltar que os distintos ataques eletrolíticos foram realizados mediante uso de um
99
dispositivo especialmente projetado para a execução deste tipo de ataque no campo, tal como
mostrado na Figura 3.6 e comentado na seção 2.4.1 (PARDAL, et al., 2009). Finalmente, após
secagem da superfície procedeu-se novamente à aplicação das réplicas para posterior
avaliação da microestrutura no microscópio óptico (MO) Zeiss modelo NEOPHOT 32 do
LABMETT da UFF.
3.4.1.1
Quantificação de Fase Sigma
A quantificação da fase deletéria sigma () foi efetuada através do uso do programa
Image Tool v.3.0, (2013). Esta análise foi realizada tomando como média 40 imagens por
região com diferentes aumentos metalográficos. Assim sendo, as Figuras 3.11 (a) e (b)
mostram um exemplo de tratamento da imagem obtida por MO utilizando o método de
quantificação de fases de uma imagem binaria. Na Figura 3.11 (a) as regiões alaranjadas,
reveladas pelo ataque eletrolítico com solução de NaOH, representam a presença de fase . A
imagem original da Figura 3.11 (a) é tratada e convertida na Figura 3.11 (b), no qual os pixels
pretos são contabilizados com o auxilio do programa Image Tool v.3.0, (2013).
Figura 3.11 - Exemplo de quantificação de fase : (a) Imagem obtida por MO da região R2
atacada com solução de NaOH. (b) Imagem binária tratada para contagem de pixels através do
programa Image Tools v.3.0, (2013).
100
3.4.2 Ensaio de Dureza de Campo
Neste trabalho foram efetuadas medições de dureza de campo pelo método Vickers
fazendo uso de um dispositivo portátil cuja medição se baseia no principio de impedância
ultrassônica de contato (UCI), tal como comentado na seção 2.4.2. Os ensaios foram
realizados no Laboratório de Tecnologia de Materiais de Equipamentos e Corrosão (TEMEC)
do CENPES empregando-se um durômetro de campo Krautkramer MIC 10 com carga de 10
Kgf (98 N). O dispositivo foi previamente calibrado empregando-se um bloco de calibração
de 231 ± 3 HV de dureza. A Figura 3.12 ilustra os componentes principais do medidor após
da realização da calibração no bloco padrão que também se apresenta nesta figura.
Figura 3.12 - Medidor de dureza Vickers portátil Krautkramer MIC 10 utilizado.
Para a realização das medições de dureza, as regiões avaliadas foram preparadas
mediante lixamento manual de suas superfícies em forma sequencial mediante o uso de lixas
de granulometria 100, 220, 320 e 400. Devido ao caráter geométrico do espelho foi necessária
a utilização de apoios metálicos em 4 pontos do mesmo, que por sua vez descansam sobre
101
uma placa de borracha ,conforme mostrado na Figura 3.13. No entanto, a medição de dureza
da amostra solubilizada foi efetuada mediante a utilização de um acoplante sobre a placa de
borracha em virtude de sua pequena dimensão, tal como reportado na seção 2.4.2.
Figura 3.13 - Porção do espelho sobre os apoios metálicos e a placa de borracha.
Foram realizadas 24 endentações em cada região analisada, embora tenham sido
também realizadas, em algumas regiões, medições em zonas adjacentes à região em
consideração, sem execução de tratamento prévio da superfície, com o intuito de avaliar
alguma influência do acabamento superficial no processo de medição. As Figuras 3.14 e 3.15
apresentam, respectivamente, uma medição sendo efetuada e a sua superfície exibindo as
endentações resultantes do processo de medição na região R2, mostrando-se claramente um
afastamento prudencial entre as endentações de modo não afetar os resultados obtidos.
Figura 3.14 - Medição sendo efetuada na região R2 do espelho.
102
Figura 3.15 - Endentações resultantes do processo de medição na região R2.
3.4.3 Ensaio de Polarização Eletroquímica de Reativação Cíclica
Os ensaios de PERC foram conduzidos de maneira portátil, empregando-se os mesmos
equipamentos, acessórios e parâmetros daqueles utilizados no processo convencional, tal
como comentado na seção 3.3. Porém, a distinção deste trabalho radica no uso de uma célula
portátil projetada especialmente, para viabilizar a sua utilização em campo. Na Figura 3.16 é
apresentado o desenho esquemático da célula, contendo as dimensões principais da mesma,
destacando-se o diâmetro interno de 2,5 mm do orifício do o´ring de contato entre a solução e
a superfície a ser avaliada.
103
Figura 3.16 - Desenho esquemático de projeto da célula portátil. 1- corpo da célula, 2- Tampa,
3- O´ring, 4- Molas, 5- Pés. Medidas em mm.
Esta célula é de baixo custo e fácil realização tendo em vista que o corpo da mesma foi
obtido a partir de uma garrafa PET, prévia à moldagem por sopro da mesma. Na tampa
circular de plástico, colada ao corpo na parte superior, foram instaladas três molas
independentes defasadas entre si em 120º, de modo a proporcionar uma correta fixação a
qualquer tipo de superfície, mediante a instalação, nas suas extremidades, de pés de plástico
flexível de espessura relativamente fina. Nestes pés foram colados velcros para aderirem a
qualquer superfície outorgando, desta maneira, uma tensão determinada às três molas.
Portanto, pela condição de equilíbrio das forças (F) atuantes, uma resultante (R) de ação
normal à superfície é a responsável pela vedação através da compressão do o´ring contra a
superfície a ser ensaiada, tal como mostrado esquematicamente na Figura 3.17.
104
Figura 3.17 - Esquema de esforços atuantes para fixação efetiva da célula.
Adicionalmente, a tampa plástica possui orifícios para instalação do eletrodo de
calomelano e contra-eletrodo, além disso, a mesma possui dois orifícios suplementares para o
injeção e/ou retirada da solução na célula quando instalada, tal como denota a Figura 3.18.
Figura 3.18 - Vista superior da célula exibindo os furos para instalação dos eletrodos e de
entrada e saída da solução de teste. 1- Eletrodo calomelano saturado (SCE), 2- Contraeletrodo de platina, 3-4 Entrada/saída da solução. Medidas em mm.
105
O contato do eletrodo de trabalho foi confeccionado a partir da fixação de porcas
hexagonais mediante o uso de adesivo com base de cianoacrilato em todas as superfícies das
regiões
estudadas
(R1-R7).
A
seguir,
pequenas
varas
cilíndricas
roscadas,
de
aproximadamente 18 mm de comprimento versus 3,5 mm de diâmetro, foram rosqueadas nas
porcas previamente fixadas nas diversas regiões do espelho. Cabe ressaltar que as seções de
contato, das pequenas varas cilíndricas, foram cuidadosamente lixadas visando atingir uma
superfície plana com de grau de acabamento que permitisse obter, mediante a adição
suplementar de cola prata na sua extremidade, uma condutividade adequada para realização
do ensaio. A Figura 3.19 (a) mostra um eletrodo de contato sendo instalado em uma das
regiões do espelho, ao passo que a Figura 3.19 (b) exibe a disposição final do eletrodo de
contato em uma determinada região a ser ensaiada.
Figura 3.19 - Sistema de fixação do eletrodo de trabalho. (a) Adição de cola prata na
extremidade da vara roscada. (b) Disposição final do eletrodo de trabalho.
Finalmente foi testada, antes de cada ensaio, a resistividade de cada eletrodo de
trabalho, visando que o seu valor, com uso de multímetro, seja igual ou menor que 2,5 Ohms.
Vale ressaltar ainda que foi determinada uma distância aproximada de 20 mm entre o contato
do eletrodo de trabalho e o centro do orifício de contato da célula, tal como exibe a Figura
3.20.
106
Figura 3.20 - Distância entre o entre o contato do eletrodo de trabalho e o centro do orifício de
contato da célula.
A Figura 3.21 mostra a célula montada no espelho antes do enchimento com a solução
de teste, observando-se o alinhamento dos eletrodos de calomelano saturado e o contraeletrodo de platina, e procurando-se manter, em todos os ensaios, as mesmas distâncias destes
em relação ao orifício de contato da célula. A Figura 3.22 exibe a célula sendo carregada com
a solução de teste, mediante uso de uma pipeta, denotando grande facilidade na montagem da
mesma. Finalmente, a Figura 3.23 mostra a célula pronta para a realização do ensaio de PERC
na região R3.
107
Figura 3.21 - Detalhe da instalação da célula para o inicio de um ensaio.
Figura 3.22 - Célula sendo carregada com a solução de teste mediante uso de uma pipeta.
108
Figura 3.23 - Célula pronta para a realização do ensaio de PERC na região R3.
Portanto, a célula projetada se distingue daquelas apresentadas na seção 2.4.3 pelo seu
sistema versátil de fixação, não requerendo de uma fixação manual permanente durante o
ensaio. Deste modo, a mesma pode ser empregada para a determinação do potencial de
corrosão do circuito aberto (Eocp) através de prolongados tempos de ensaio, assim como para a
realização de ensaios com baixa taxa de varredura que resultam em uma maior precisão nos
resultados obtidos.
Conforme mencionado, os ensaios de PERC, fazendo uso da célula portátil, foram
realizados seguindo a mesma metodologia à exposta na seção 3.3, na qual a superfície
avaliada foi preparada por lixamento, até lixa de granulometria 400. Logo, após limpeza da
superfície e instalação da célula, foi iniciada a varredura alguns minutos após a estabilização
do potencial com o circuito aberto (-0,4VSCE). Em seguida, o potencial, medido em relação
ao eletrodo de referência, foi aumentado no sentido anódico com uma taxa de 1mVSCE/s até
0,3VSCE. Finalmente, atingido este valor, a varredura foi invertida no sentido catódico até o
valor original do potencial de circuito aberto. Foram realizados 3 ensaios por região de
interesse empregando-se a metodologia descrita. Ressalta-se ainda, que o tempo entre leituras
foi de 2,4 segundos totalizando um tempo de ensaio de aproximadamente 24 minutos por
região analisada.
109
A perda de resistência à corrosão, devido às regiões pobres em cromo, foi avaliada a
partir da relação entre o pico da corrente de reativação (Ir) e da corrente de ativação (Ia) na
varredura anódica, assim como pela razão das áreas obtidas abaixo da curva de reativação (Ar)
e de ativação (Aa), tal como apresentado na seção 2.4.3 (AMORIM, 2013). Cabe ressaltar que
foram realizados três ensaios por cada região de interesse, assim como na condição
solubilizada.
3.4.4 Ensaio Eletroquímico EC PEN
As análises eletroquímicas mediante uso da caneta eletroquímica (EC-PEN) foram
efetuadas no Laboratório de Corrosão (LabCOR) do Instituto Politécnico de Nova Friburgo da
Universidade Estadual de Rio de Janeiro (IPRJ-UERJ). A Figura 3.24 mostra o dispositivo
sendo utilizado para avaliação da região R1 do espelho do gerador de gás inerte. Vale
ressaltar que a Figura 3.25 denota claramente a medição efetuada pela caneta na região R7 do
espelho. Finalmente, a Figura 3.26 mostra os apoios do dispositivo que atuam como eletrodos
de trabalho do sistema de medição.
Figura 3.24 - Ensaio da região R1 mediante uso da caneta eletroquímica (EC-PEN).
110
Figura 3.25 - Ensaio da região R7 mediante uso da caneta eletroquímica (EC-PEN).
Figura 3.26 - Eletrodos de trabalho do sistema de medição do EC-PEN.
111
Neste estudo foram empregadas canetas que contem no seu interior soluções de 0,1 M
e 1,0 M de NaCl, sendo considerada a realização de sete medições na amostra solubilizada
assim como em cada uma das regiões de estudo para cada solução de teste. Previamente, as
regiões avaliadas foram preparadas por lixamento, até lixa com granulometria de 400.
Os ensaios foram conduzidos inicialmente na amostra solubilizada de modo a calibrar
o potencial de pites da caneta de medição empregada no material analisado, tal como
mencionado na seção 2.4.4. Salienta-se que o processo de calibração transcorreu em um
período de, aproximadamente, 60 segundos. Sendo assim, foram realizadas medições na
superfície de cada região avaliada, onde o resultado é obtido em 10 segundos,
aproximadamente. Conforme comentado na seção 2.4.4, o resultado do ensaio é qualitativo,
indicando se a região analisada é susceptível à ocorrência de pites em relação à amostra
solubilizada.
CAPÍTULO 4
4
4.1
RESULTADOS
METALOGRAFIA DE CAMPO
As Figura 4.1 a 4.4 apresentam as microestruturas das réplicas metalográficas obtidas
após ataque eletrolítico com a solução de NaOH, com diferentes aumentos metalográficos.
Nestas imagens se distinguem os precipitados de fase σ, identificados na cor alaranjada, com
diversos tamanhos e morfologias para as regiões R1 a R4. Observa-se que a cinética de
precipitação resultou mais intensa na região R2 indicando que as temperaturas atingidas, nesta
região, corresponderiam às proximidades do nariz de fase σ na curva TTT para este AIA. Nas
regiões R5, R6 e R7 não foi constatada presença de fase σ.
Figura 4.1 - Fase σ precipitada na R1. (a) 950X (b) 3800X.
113
Figura 4.2 - Fase σ precipitada na R2. (a) 950X (b) 3800X.
Figura 4.3 - Fase σ precipitada na R3. (a) 950X (b) 3800X.
Figura 4.4 - Fase σ precipitada na R4. (a) 950X (b) 3800X.
A partir da quantificação de fase σ de cada região analisada, conforme apresentado na
Tabela 4.1, foi traçado o perfil da cinética de precipitação de fase σ ao longo da distância em
114
relação à extremidade da abertura do bocal do queimador, atingindo-se um valor máximo de
24,93 % na região R2, como mostrado na Figura 4.5.
Tabela 4.1 - Teor percentual de fase σ.
Fase σ (%)
R1
R2
9,81 ± 1,44 24,93±1,33
R3
R4
8,82±0,94
4,35±0,82
Figura 4.5 - Perfil da cinética de precipitação de fase σ.
As Figura 4.6 a 4.12 apresentam as microestruturas obtidas por MO das réplicas
metalográficas para as regiões R1 a R7 após ataque eletroquímico com ácido oxálico. Como
era de se esperar, nas regiões R1-4 revelou-se a precipitação conjunta de carbonetos de cromo
e fase σ. Entretanto, as regiões R5-7 denotam somente a precipitação intensa de carbonetos de
cromo nos contornos de grãos da austenita. Este fato corrobora a idéia de que o espelho foi
fornecido em estado sensitizado para construção do gerador, tendo em vista que a precipitação
de carbonetos de cromo resultou também intensa, na região refrigerada (R7) do espelho, assim
como reportado recentemente por Pardal et al., (2011) e descrito no item 2.3. Este fato
também pode ser justificado pela forma globular e espessa dos carbonetos M23C6 precipitados
em temperaturas elevadas, como se distinguem tanto na região R4 a R7. Vale ressaltar que as
características dos carbonetos precipitados em relação à temperatura de formação foram
abordadas na seção 2.2.2.3.
115
Figura 4.6 - Carbonetos de cromo e fase σ precipitados na R1. (a) 950X (b) 3800X.
Figura 4.7 - Carbonetos de cromo e fase σ precipitados na R2. (a) 950X (b) 3800X.
Figura 4.8 - Carbonetos de cromo e fase σ precipitados na R3. (a) 950X (b) 3800X.
116
Figura 4.9 - Carbonetos de cromo e fase σ precipitados na R4. (a) 950X (b) 3800X.
Figura 4.10 - Carbonetos de cromo precipitados na R5. (a) 950X (b) 3800X.
Figura 4.11 - Carbonetos de cromo precipitados na R6. (a) 950X (b) 3800X.
117
Figura 4.12 - Carbonetos de cromo e precipitados na R7. (a) 950X (b) 3800X.
As Figuras 4.10 (b) e 4.11 (b), mostradas com aumentos elevados, algumas regiões
indicadas por setas denotam que o precipitado e seu contorno tiveram uma aderência
insuficiente na réplica, embora, como exemplificado nas Figuras 4.10 (a) e 4.11 (a), pareça
que os carbonetos não contornem todo o grão. Portanto, pode-se recomendar esta técnica de
avaliação microestrutural para atender os requerimentos da ASTM A262 de maneira
suplementar. No entanto, os parâmetros do ensaio, como o tempo de ataque eletrolítico, tal
vez devam ser reajustados de modo obter uma melhor caracterização microestrutural na
réplica.
A Figuras 4.13 mostra a presença de trincas na região R2 da face interna do espelho,
tal como encontrado por Pardal et al. (2011) e, referenciado na seção 2.3. A Figura 4.14 exibe
em detalhe uma das trincas detectadas produto da falha por fadiga térmica nesta região
facilitada pela precipitação intensa de fase , reduzindo drasticamente a tenacidade do
material.
Figura 4.13 - Trincas descontínuas na região R2. 475X.
118
Figura 4.14 - Detalhe de uma das trincas encontradas na região R2. 475X.
4.2
ENSAIOS DE DUREZA DE CAMPO (UCI)
Os resultados das medições de dureza para as sete regiões analisadas são apresentadas
na Tabela 4.2. Nesta tabela se observam valores próximos a exceção da região R2 como
produto da intensa precipitação de fase σ,tal como mostrado na Tabela 4.1 e a Figura 4.5.
Tabela 4.2 - Valores de dureza Vickers nas regiões R1 a R7.
Região Dureza ± (HV)
253 ± 3
1
271 ± 4
2
241 ± 3
3
238 ± 5
4
242 ± 5
5
235 ± 5
6
231 ± 3
7
A Figura 4.15 apresenta um comparativo entre os valores de dureza obtidos para os
ensaios não destrutivos realizados e, aqueles destrutivos realizados por Pardal et al. (2011),
como apresentado na Figura 2.30 da seção 2.3. Como observado, na Figura 4.15, os resultados
obtidos de forma portátil não experimentam uma queda brusca na dureza entre as regiões R3 e
R4 como aqueles obtidos pelo durômetro de bancada. No entanto, os valores de dureza não
destrutiva resultaram na maioria dos casos com maior valor a exceção da região R3.
O perceptível aumento na região R2, é atribuído à intensa precipitação de fase σ, na
qual se tem uma proporção precipitada de aproximadamente 25%, tal como apontado na seção
119
4.1. A região R1, com 9,81 % de fase σ, teve um suave aumento nos valores de dureza se
comparada com as regiões de R3 a R7. A região R3, que teve precipitação de fase σ de 8,82
% e, a R4 com aproximadamente 5%, apresentaram pouca alteração na dureza se comparadas
às demais regiões que não apresentaram precipitação de fase σ. Neste sentido, Pellicione et
al., (2012) e Perdomo & Spry, (2007) mencionaram que a precipitação de fase σ não aumenta
significativamente os valores na dureza. Por outro lado, Gunn, (2004) relatou que se requerem
ao menos 10% de fase σ para se obter um aumento na dureza de aços inoxidáveis duplex
(AID).
As linhas tracejadas da Figura 4.15 correspondem aos valores de dureza da amostra
solubilizada (S), cujas medições foram realizadas tanto de maneira portátil como na bancada
laboratorial. A média das medidas obtidas de modo não destrutivo (169 ± 9 HV) resultou
levemente menor do que aquela obtida laboratorialmente por Tavares et al., (2009), exibida na
Figura 2.17 (181 ± 2 HB).
Figura 4.15 - Comparação entre os resultados de ensaio de dureza de campo e laboratorial
baseado nos resultados apresentados por Pardal et al., (2011).
A Figura 4.16 denota comparativamente os perfis de dureza e de precipitação da fase σ
precipitada ao longo das regiões analisadas, corroborando o exposto anteriormente. No
120
entanto, para se obter uma correlação precisa, se requerem de pelo menos 24 medições por
cada região avaliada.
Figura 4.16 - Perfil do teor de fase σ e de dureza.
Com o intuito de verificar a sensibilidade do instrumento portátil, em relação ao estado
da superfície analisada, foram realizadas 15 medições de dureza nas proximidades das regiões
R1 e R2, tal como delimitado na Figura 4.17 para R2. Os resultados variaram de 306 a 590
HV nas proximidades da região R1 e de 341 a 556 HV nas proximidades da região R2. Nas
proximidades da região R1 a média dos valores obtidos foi de 385 ± 52 HV, e na R2 foi de
423 ± 53 HV reforçando o conceito de que a medição de dureza é fortemente influenciada
pelo estado da superfície a ser ensaiada, tal como comentado na seção 2.4.2. Entretanto, deve
ser considerado que o aumento na dureza foi também influenciado, neste caso, pelos óxidos
superficiais aderidos ao espelho.
121
Figura 4.17 - Área de medição de dureza nas proximidades de R2.
4.3
ENSAIOS
CICLICA
DE
POLARIZAÇÃO
ELETROQUIMICA
DE
REATIVAÇÃO
As curvas do ensaio de PERC, levantadas de modo portátil, são apresentadas nas
Figuras 4.17 a 4.23 para todas as regiões analisadas. Os valores da razão Ir/Ia, assim como os
seus valores médios são mostrados na Tabela 4.3.
A Figura 4.17 mostra uma das três curvas levantadas para a região R1, denotando um
valor sensível de reativação em virtude da precipitação conjunta de carbonetos de cromo e
fase σ, tal como mostrado nas Figuras 4.1 e 4.6, respectivamente.
A diferença do exposto na Figura 4.17, na Figura 4.18, podem ser observados dois
picos de ativação e reativação na curva do ensaio PERC da região R2. Cada um destes picos
pode ser atribuído às fases precipitadas de carbonetos de cromo e σ. Simplificativamente, o
valor de Ir/Ia considerado, neste caso, foi o de maior magnitude. Entretanto, a presença do
segundo pico, pode estar relacionada à intensa precipitação de fase σ, cujo valor é
aproximadamente, 24,9 %. Vale ressaltar que nas condições R1 e R3, se obtiveram valores
próximos de fase σ precipitada entre 9 e 10 % não exibindo, portanto, um segundo pico de
reativação nos ensaios de PERC, mostrados nas Figuras 4.17 e 4.19, respectivamente. Neste
contexto, vale sugerir como trabalho a futuro a realização de um tratamento matemático das
122
curvas de PERC por deconvolução para a região R2. Finalmente, na Figura 4.19, ainda é
possível perceber a presença de um segundo pico na curva de ativação de pequena
intensidade, o que reforça a utilização do processo de deconvolução na detecção de picos de
pequeno sinal e/ou de difícil distinção.
A Figura 4.20 exibe a curva de PERC característica de um dos ensaios na região R4
que, assim como a R3 mostrada na Figura 4.19, denotaram em razões de Ir/Ia muito elevadas.
Este fato mostra que apesar do teor da fase σ ter diminuído, os altos valores de reativação são
atribuídos às características da sensitização em cada região, como será discutido
oportunamente nesta seção. Os ensaios das regiões R5, R6 e R7, foram representados pelas
curvas de caracterização de PERC denotando o comportamento de um material totalmente
sensitizado, tal como corroborado pelas microestruturas respectivas obtidas por réplicas,
mostradas na seção 4.1.
Figura 4.18 - Resultado do ensaio de PERC para a região R1 (Ir/Ia = 0,145).
123
Figura 4.19 - Resultado do ensaio de PERC para a região R2 (Ir/Ia = 0,108).
Figura 4.20 - Resultado do ensaio de PERC para a região R3 (Ir/Ia = 0,319).
124
Figura 4.21 - Resultado do ensaio de PERC para a região R4 (Ir/Ia = 0,277).
Figura 4.22 - Resultado do ensaio de PERC para a região R5 (Ir/Ia = 0,257).
125
Figura 4.23 - Resultado do ensaio de PERC para a região R6 (Ir/Ia = 0,340).
Figura 4.24 - Resultado do ensaio de PERC para a região R7 (Ir/Ia = 0,178).
126
Na Tabela 4.3 se evidência claramente que os valores de Ir/Ia são fortemente
dependentes das características do carboneto de cromo precipitado, tendo em vista que na
regiões R5, R6 e R7, apenas se detectaram regiões sensitizadas conforme mostrado no ensaio
de réplicas.
Tabela 4.3 - Relações Ir/Ia obtidas para os ensaios de PERC.
ENSAIO
Ir/Ia
R1
R2
R3
R4
R5
R6
R7
ENSAIO 1
0,142
0,170
0,348
0,338
0,281
0,340
0,210
ENSAIO 2
0,109
0,126
0,294
0,277
0,275
0,310
0,236
ENSAIO 3
0,135
0,108
0,320
0,309
0,236
0,350
0,178
Média
0,129
0,135
0,321
0,308
0,264
0,333
0,208
De maneira a validar os resultados expostos foram realizados ensaios de PERC de
forma destrutiva nas regiões R1 e R4, cujos resultados podem ser observados nas Figuras 4.25
e 4.26, respectivamente. Nestas análises complementares corroborou-se o comportamento
exposto para o estudo realizado de modo não destrutivo, onde na região R4 se teve uma maior
razão Ir/Ia. A região R1 teve um menor valor da razão Ir/Ia em virtude de ocorrer um processo
de redifusão de Cr denominado de healing, tal como será comentado oportunamente
127
Figura 4.25 - Resultado do ensaio destrutivo de PERC para a região R1 (Ir/Ia = 0,15).
Figura 4.26 - Resultado do ensaio destrutivo de PERC para a região R4 (Ir/Ia = 0,210).
128
A Figura 4.27 apresenta as microestruturas obtidas através de metalografia
convencional destrutiva, da amostra retirada da região R1. As micrografias da face quente da
placa mostram a presença de fases intergranulares. O ataque eletrolítico em solução 10% de
NaOH revela a existência de fase σ, assim como apresentado para as réplicas das Figuras 4.6
e 4.1, respectivamente.
Figura 4.27 - Micrografias obtidas através de metalografia convencional destrutiva da amostra
da região R1, após ataque eletrolítico (a) em solução 10% de ácido oxálico e (b) em solução
de 10% NaOH.
Na microestrutura da região R4 também se observou uma sensitização expressiva do
material, conforme apresentado na Figura 4.28, obtida através de metalografia convencional
destrutiva, da amostra retirada da região R4. Este resultado também está de acordo com o
obtido por metalografia de campo, exposto anteriormente na Figura 4.9.
129
Figura 4.28 - Microestrutura da região R4, obtida através de metalografia convencional
destrutiva, revelada com ataque eletrolítico em solução 10% de ácido oxálico.
De modo a complementar a validação dos resultados, foram realizados ensaios de
PERC, com o uso da célula portátil, na amostra da condição solubilizada (S), conforme a
curva levantada e mostrada na Figura 4.29. Como se pode apreciar nesta figura, a curva não
apresentou um pico de reativação, estando, portanto, o material isento de carbonetos de
cromo, tal como reportado por Tavares et al., (2009), para esta solução de teste.
Complementarmente, as Figuras 4.30 (a) e (b) e 4.31, exibem com diversos aumentos a
microestrutura livre de sensitização apresentando grãos de austenita com maclas oriundas de
deformação ou recozimento.
130
Figura 4.29 - Resultado do ensaio de PERC para amostra solubilizada. Curva característica do
material não sensitizado.
Figura 4.30 - Microestruturas da amostra solubilizada, livre de precipitações. (a) 950X. (b)
1900X.
131
Figura 4.31 - Microestrutura da amostra solubilizada, exibindo o contorno livre de
precipitações.
Adicionalmente, a Figura 4.32 mostra a curva resultante do ensaio de PERC realizado
de maneira destrutiva na face externa do espelho denominada de região R1E, além disso, as
microestruturas da região R1E obtidas através de ensaio destrutivo de metalografia com
ataques eletrolíticos com soluções a base de ácido oxálico e NaOH são apresentadas nas
Figuras 4.33 (a) e (b), respectivamente.
Com base no resultado de Ir/Ia obtido para a região R1E, nota-se que a face interna
apresenta grau de sensitização menor do que a face externa. Este fato é corroborado pela
microestrutura obtida para R1E apresentada na Figura 4.33 (a), que revela uma microestrutura
bastante sensitizada, repleta de carbonetos Cr23C6, que certamente contribui para o alto valor
de Ir/Ia. Desta forma, as micrografias estão de acordo com os resultados obtidos com as curvas
dos ensaios PERC.
132
Figura 4.32 - Resultado do ensaio destrutivo de PERC para a região R1E (Ir/Ia = 0,530).
Figura 4.33 - Microestruturas da região R1E, obtidas através de metalografia convencional
destrutiva, com ataques eletrolíticos com soluções a base de (a) ácido oxálico e, (b) NaOH.
A microestrutura apresentada na Figura 4.27 (b), da região R1E, mostra uma menor
quantidade de fase , em relação à R1, cuja microestrutura já foi apresentada nas Figuras 4.1
e 4.27 (b). A análise comparativa das microestruturas em R1 e R1E é bastante interessante,
pois mostra que a quantidade de fase  decresce da face interna (mais quente) para a face
externa (mais fria), conforme esperado.
133
Considerando-se que a fase σ se forma preferencialmente acima de 600°C, conforme
apresentado no item 2.2.2.3, muito provavelmente esta temperatura foi excedida por diversas
horas na região R1, enquanto isso, a menor quantidade de fase σ em R1E indica que esta foi
menos exposta a temperaturas superiores a 600°C. Porém, a exposição a estas temperaturas
acelera o processo de cura ou healing, tendo em vista que é um fenômeno controlado pela
difusão, que consiste na dissolução de carbonetos de cromo, e redistribuição deste Cr, que
reduz o gradiente deste elemento nas regiões adjacentes aos contornos de grão, tal como
descrito nos itens 2.2.2.3 e 2.2.5.
Desta forma, os valores mais baixos de Ir/Ia para as regiões R1, R2 e R3 são devidos
ao fenômeno de cura, e consequentemente, à ocorrência da transformação do tipo Cr23C6  ,
conforme descrito por Tavares et al. (2009), Ishida (2009) e Padilha & Guedes, (1994), e
discutido nos itens 2.2.2.3 e 2.2.5.
Finalmente, a Figura 4.34 exibe a curva resultante do ensaio de PERC realizado de
maneira destrutiva na face externa do espelho denominada de região R4E. Como esperado a
razão Ir/Ia foi significativamente menor se comparada a R1E e a R4. No entanto, vale ressaltar
que Pardal et al., (2011), verificou a presença de trincas características de corrosão sob tensão
na região correspondente a R4E, conforme exposto na seção 2.3.
Figura 4.34 - Resultado do ensaio destrutivo de PERC para a região R4E (Ir/Ia = 0,024).
134
De maneira a facilitar a compreensão do aqui exposto, a Figura 4.28 mostra o perfil
comparativo do teor de fase σ e as relações Ir/Ia, obtidas ao longo da direção radial do espelho
obtidas por técnicas não destrutivas. Deste modo, conforme mencionado na seção 2.2.2.3, a
fase  forma-se concorrendo com a diminuição do C, resultando no empobrecimento na
matriz em Cr e Mo. Logo, após a precipitação de uma determinada quantidade desta fase, a
solubilidade do carbono na matriz, empobrecida em Cr e Mo, aumenta resultando na
dissolução dos carbonetos M23C6 (ISHIDA, 2009).
Figura 4.35 – Perfis de fase σ e de Ir/Ia ao longo da direção radial do espelho.
À exemplo do trabalho de Amorim (2012) já referenciado e discutido no item 2.4.3,
foram calculadas as relações entre áreas abaixo da curva de ativação (Aa) e de reativação (Ar)
dos ensaios de PERC. Os resultados obtidos se encontram na Tabela 4.4. A Figura 4.37 exibe
o perfil comparativo das relações obtidas para Ir/Ia e Ar/Aa, denotando, comportamentos
semelhantes entre os métodos de avaliação do grau de sensitização. No entanto, nota-se a
ocorrência de maiores desvios no caso da avaliação pela relação das áreas obtidas nas curvas
dos ensaios efetuados.
135
Tabela 4.4 - Relações Ar/Aa obtidas para os ensaios de PERC.
ENSAIO
Ar/Aa
R1
R2
R3
R4
R5
R6
R7
ENSAIO 1
0,129
0,115
0,299
0,181
0,164
0,229
0,261
ENSAIO 2
0,056
0,169
0,246
0,229
0,183
0,251
0,125
ENSAIO 3
0,068
0,058
0,277
0,279
0,183
0,159
0,145
Média
0,084
0,114
0,274
0,230
0,176
0,213
0,177
Figura 4.36 - Perfil dos resultados de Ir/Ia e Ar/Aa obtidos na direção radial do espelho.
4.4
ENSAIOS COM A CANETA ELETROQUÍMICA EC-PEN
Empregando-se esta metodologia de caracterização não destrutiva, foram realizadas 7
medições em cada região e para cada solução utilizada, conforme descrito na seção 3.4.4. Nas
medições resultantes, no uso da solução de 0,1M NaCl, não foi detectada a ocorrência de pites
para todas as regiões analisadas, sendo portanto, a solução inadequada para a avaliação de
degradação microestrutural do material em análise. Desta maneira, foi utilizada a solução,
mais agressiva, de 1M NaCl, onde os resultados obtidos não evidenciaram a ocorrência de
136
pites para a amostra solubilizada (S). Entretanto, conforme mostrado na Tabela 4.5, a regiões
R1 e R2 tiveram 29 e 85 % das medições com ocorrência de pites o que condiz com a intensa
precipitação de fase σ, embora na região R3 o equipamento não tenha detectado a ocorrência
de pites. Portanto, este ensaio pode ser empregado como avaliação preliminar em virtude da
rápida execução do teste, mas se aconselharia a realização do ensaio de polarização anódica
nestas condições, fazendo uso da célula portátil de teste aqui apresentada, visto que o
potencial de pites (EP) diminui substancialmente com a precipitação de fase  a 800°C por
210 horas, tal como mostrado na Tabela 2.7 da seção 2.2.5. Alem disso, sugere-se como
trabalhos futuros, a realização de ensaios com canetas de maiores concentrações molares de
NaCl, assim como uma maior repetibilidade de ensaios por região de interesse, de modo a se
obterem resultados ainda mais expressivos.
Tabela 4.5 - Resultado medições realizadas com a caneta EC-PEN utilizando uma solução
de1M NaCl.
Região
N° de medições com
ocorrência de pites (EPit)
%
R1
2
29
R2
6
85
R3
0
0
R4
0
0
R5
0
0
R6
0
0
R7
0
0
A Figura 4.38 apresenta a relação entre o teor de fase σ e a ocorrência de pites de
modo a corroborar o comentado no parágrafo anterior. Nesta figura observa-se que nas duas
regiões onde a precipitação de fase σ foi mais intensa, se obtiveram significativos percentuais
de ocorrência de pites.
137
Figura 4.37 - Perfil do teor de fase σ e do percentual de resistência à corrosão por pites,
obtidos na direção radial do espelho.
CAPÍTULO 5
5
CONCLUSÕES
O presente trabalho, relativo ao estudo da aplicabilidade de diversos ensaios não
destrutivos para caracterização não microestrutural de campo em espelhos de geradores de gás
inerte, permite concluir que:
1. Através da realização dos ensaios não destrutivos por réplicas metalográficas,
efetuadas nas diversas regiões do espelho, ressalta-se que:
a) Tanto pela aplicação dos reagentes eletroquímicos de NaOH e ácido
oxálico as características microestruturais reveladas estão de acordo com
aquelas apresentadas por Pardal et al., (2011) realizadas de forma não
destrutiva concluindo-se, portanto, como satisfatória a caracterização por
esta técnica não destrutiva.
b) Foi possível quantificar o percentual de fase sigma () precipitada em
diversas regiões da placa. A região R2 foi aquela que apresentou o máximo
valor precipitado desta fase destacando que, nesta região, também foram
observadas e caracterizadas a presença de trincas primarias, tal como
reportado recentemente por Pardal et al., (2011).
139
c) Em concordância ao exposto por Pardal et al., (2011) o espelho encontra-se
totalmente sensitizado, reforçando a hipótese de que o mesmo tenha sido
fornecido para construção do gerador sem tratamento de solubilização
prévio.
2. Através da caracterização das diversas regiões do espelho por dureza de campo
Vickers pelo método UCI podem ser extraídas as seguintes conclusões:
a) Os ensaios resultaram em uma caracterização satisfatória da dureza do
espelho, se levar em consideração o perfil de precipitação de fase σ no
mesmo ao longo da direção radial. A grande fração volumétrica da fase σ
precipitada na região R2 é notificada por um sensível aumento na dureza.
b) O ensaio é fortemente influenciado pelo estado da superfície do material
avaliado.
3. Em relação aos ensaios de PERC, realizados de maneira portátil não destrutiva,
pode-se concluir que:
a) O projeto e fabricação da célula portátil, apresentados neste trabalho,
exibem viabilidade técnica econômica para seu uso no campo, inicialmente
para componentes onde a superfície a ser avaliada seja plana e horizontal.
b) A célula portátil projetada se diferencia daquelas existentes no mercado
pelo fato da possibilidade de realização de ensaios de potencial de corrosão
(Eocp) para tempos prolongados, assim como de PERC com baixas taxa de
varredura resultando em uma maior confiabilidade de medição por estas
técnicas eletroquímicas.
c) Os ensaios foram realizados de forma satisfatória nas diversas regiões do
espelho, se caracterizando os fenômenos de cura e da precipitação de
carbonetos de cromo.
4. A partir da caracterização não destrutiva mediante uso da caneta eletroquímica
podem ser extraídas as seguintes conclusões:
a) O ensaio é de caráter qualitativo se baseando em medidas de potencial de
pites, sendo de rápida execução. Portanto, pode ser aplicado como teste
140
preliminar em regiões para distinguir as regiões bem comprometidas
microestruturalmente.
b) Esta técnica de caracterização microestrutural pode ser aplicada para
caracterização de fase σ, tendo em vista que os resultados apresentados
denotaram a região R2 como a mais comprometida em concordância com
os resultados obtidos pelas técnicas de réplicas e PERC embora, requeirase adicionalmente o uso complementar destas técnicas não destrutivas para
se obter uma maior confiabilidade nos estudos efetuados.
CAPÍTULO 6
6
SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
Com base ao estudo efetuado sugere-se a realização dos seguintes trabalhos:
1. Nas réplicas obtidas no presente estudo sugere-se determinar: O valor médio do
tamanho da fase σ precipitada nas diversas regiões do espelho, assim como o
percentual de áreas atacadas nas réplicas obtidas pelo uso do reagente de ácido
oxálico de acordo com a metodologia de estudo proposta recentemente, para
aços inoxidáveis ferríticos (AIF), por Amorim, (2013) fazendo uso d o programa
GSA, (1999), desenvolvido por alunos da Universidade Federal do Espírito Santo
(UFES).
2. Realizar um estudo da adequação do ensaios de réplicas de modo a se
caracterizar os diferentes graus de sensitização de acordo com a ASTM A262.
3. Efetuar medições de dureza por outros dispositivos de campo comerciais de
caráter não destrutivo, tal como o durômetro por rebote ou impacto Leeb (HL).
4. Realizar ensaios de réplicas na superfície estudada após da realização do ensaio
portátil de PERC com o intuito de caracterizar as regiões atacadas por esta
técnica eletroquímica.
142
5. Efetuar ensaios de corrosão, na posição vertical, mediante uso da célula portátil
por PERC e através do uso da caneta eletroquímica EC-PEN nas mesmas
condições daquelas avaliadas neste trabalho. Deste modo, pretende-se avaliar
se existe alguma influência nos resultados obtidos em comparação à posição
horizontal de teste.
6. Mediante uso da célula portátil, avaliar a influência da taxa de varredura nos
valores das razões dos picos Ir/Ia e Ar/Aa levantadas nas regiões de interesse.
7. Efetuar um estudo de modo avaliar a influência da área de contato da célula
portátil no ensaio de PERC.
8. Com as curvas de PERC levantadas realizar análises de deconvolução,
mediante uso de software Origin® ou similar, de modo distinguir diferentes
fases precipitadas nas diversas regiões avaliadas.
9. Efetuar ensaios de polarização eletroquímica, com uso da célula portátil para
determinar o potencial de pites e o potencial de repassivação empregando-se
uma solução de 3,5% de NaCl, tal como proposto por Tavares et al., (2009).
10. Efetuar diversos tratamentos térmicos de envelhecimento em temperaturas
superiores a 600ºC em amostras previamente solubilizadas e sensitizadas de
AISI 310S de modo avaliar a cinética de precipitação da fase σ em ambas as
condições.
11. Realizar uma modelagem pelo método de elementos finitos (MEF) do espelho
de modo caracterizar os campos de temperatura e tensão aos quais o mesmo
esteve exposto. Sugere-se ainda simular condições cíclicas de aquecimento e
resfriamento deste componente de acordo com o uso intermitente do gerador.
12. Efetuar ensaios não destrutivos por ultrassom nas diversas regiões do espelho
de modo a caracterizar as fases precipitadas.
143
13. Realizar, no campo, os ensaios não destrutivos descritos de modo de
caracterizar espelhos de geradores de gás inerte de plataforma determinando
assim, as condições atuais de serviço em termos microestruturais.
CAPÍTULO 7
7
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
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