O nitrogênio tem sido adicionado aos aços inoxidáveis austeníticos e dúplex como forma de melhorar as propriedades mecânicas e a resistência à corrosão dos mesmos. O nitrogênio também tem um forte efeito austenitizante, ampliando de formabastante significativa o campo de estabilidade da austenita. Em aços inoxidáveis dúplex com microestrutura ferrítico-austenítica, a adição de elevados teores de nitrogênio pode tornar, a microestrutura desses aços, completamente austenítica. Noentanto, a adição de elevados teores de nitrogênio também pode propiciar a ocorrência de precipitação de nitretos de cromo ('(Cr,Fe)IND.2'N) em temperaturas abaixo de 1100'GRAUS'C. A precipitação de nitretos de cromo é prejudicial para o aço,pois causa diminuição da resistência à corrosão e perda de tenacidade. Além disso, o nitrogênio em solução sólida inibe a formação de intermetálicos como a fase sigma. Neste trabalho, foram estudadas as transformações de fase de quatro açosinoxidáveis: i) um aço 25%Cr-5%Ni (DIN 1.4460) contendo 0,87% de nitrogênio e microestrutura austenítica; ii) um aço 25%Cr-5%Ni (DIN 1.4460) contendo teores habituais de nitrogênio e microestrutura dúplex ferrítico-austenítica; iii) um aço25%Cr-17%Mn contendo 0,54% de nitrogênio e microestrutura dúplex ferrítico-austenítica e iv) um aço 22%Cr-5%Ni (DIN 1.4462) com teores de nitrogênio na austenita variando de 0,35 a 0,7%. A microestrutura, deste último aço, variou com os teoresdenitrogênio. Na região junto à superfície externa da amostra, mais rica em nitrogênio, a microestrutura era austenítica. Na região central da amostra, mais pobre em nitrogênio, a microestrutura era dúplex ferrítico-austenítica. Entre as zonasaustenítica e dúplex existia uma zona de transição, que era austenítica contendo ilhas de ferrita. Esses aços foram submetidos a tratamentos térmicos de envelhecimento na faixa de temperaturas entre 600 e 1100'GRAUS'C por períodos de tempo que variaram de 1,5 a 6000 minutos. Para a caracterização das fases, resultantes dostratamentos térmicos, foram utilizadas várias técnicas de análise microestrutural tais como: microscopia óptica, microscopia eletrônica de varredura com análise química por dispersão de energia, microscopia eletrônica de transmissão, difração deraios X, medidas magnéticas, medidas de microdureza Vickers. Em todos os aços, foram estudadas a precipitação de nitretos de cromo com estrutura cristalina hexagonal do tipo 'Cr IND.2'N e a formação de fase sigma. No aço 25%Cr-5%Ni contendo0,87% de nitrogênio, também foi estudada a formação de ferrita. No aço 22%Cr-5%Ni, estudou-se, além da precipitação de nitretos de cromo e de fase sigma, a formação de fase 'qui' e de austenita adicional na zona dúplex. Os nitretos de cromo comestrutura cristalina hexagonal do tipo 'Cr IND.2'N apresentam modo de precipitação peculiar na austenita, podendo precipitar tanto de maneira contínuacomo de maneira descontínua. A precipitação descontínua de nitretos de cromo apresentamorfologia semelhante à da perlita dos aços carbono, sendo comumente chamada na literatura de "falsa perlita". Esse tipo de precipitação é favorecido onde existe elevada supersaturação em nitrogênio e é inibido pela ocorrência de precipitaçãocontínua no interior dos grãos. A precipitação de nitretos de cromo de maneira descontínua não foi observada na austenita do aço 25%Cr-5%Ni contendo teores habituais de nitrogênio (dúplex). Já no aço 25%Cr-17Mn-0,54%N (dúplex) a ocorrência deprecipitação de nitretos de cromo de maneira descontínua na austenita foi observada. Essa precipitação apresentou-se como uma peculiaridade, já que este tipo de precipitação não tinha sido observada em aços inoxidáveis dúplex. No aço dúplex 25%Cr-17%Mn-0,54%N, a cinética de precipitação descontínua de nitretos naaustenita também ocorreu de maneira mais lenta do que nos outros aços estudados, onde esta precipitação descontínua ocorreu. A formação de ferrita no aço 25%Cr-5%Ni-0,87%N ocorreu junto aos nitretos de cromo que precipitaram de maneiradescontínua. Já a formação de fase sigma, ocorreu em contornos de grão, no interior dos grãos e junto aos nitretos de cromo que precipitaram de maneira descontínua. A formação de ferrita e/ou fase sigma nas regiões próximas aos nitretos queprecipitaram de maneira descontínua mostra que essas regiões apresentam um empobrecimento em nitrogênio. Aexistência de um gradiente de nitrogênio na austenita, junto aos nitretos que precipitaram de maneira descontínua, contrapõe-se às teoriasque explicam a ocorrência de precipitação descontínua. Na verdade, a reação de precipitação descontínua de nitretos de cromo em austenitas supersaturadas em nitrogênio seria uma reação pseudo-descontínua. A formação de fase sigma nos açosestudados foi produto de um eutetóide divorciado formado pela decomposição da ferrita em fase sigma e austenita ou foi produto da decomposição da austenita empobrecida em nitrogênio em fase sigma. A formação de ferrita, bem como seudesaparecimento durante alguns tratamentos térmicos de envelhecimento, no aço 25%Cr-5%Ni contendo 0,87% de nitrogênio é uma evidência de que a formação de fase sigma neste aço, junto aos nitretos que precipitaram de maneira descontínua naaustenita, é produto de uma reação eutetóide. A morfologia da fase sigma não apresentou diferenças significativas nos aços estudados, apresentando morfologia massiva tanto na ferrita como na austenita, onde esta fase ocorreu. A formação da austenita, na zona dúplex do aço 22%Cr-5%Ni, após a precipitação de nitretos de cromo nas interfaces ferrita-austenita, é explicada pelo aumento das frações volumétricas de austenita em aços dúplex do sistema Fe-Cr-Niem temperaturas abaixo de 1200'GRAUS'C. A formação de fase 'qui', muito rica em molibdênio, foi observadaapenas na zona dúplex do aço 22%Cr-5%Ni. Embora sua ocorrência em temperaturas mais elevadas fosse esperada, esta não foi identificada. Osresultados obtidos neste trabalho possibilitaram a construção de diagramas tempo-temperatura-transformação (TTT), que resumem a cinética das transformações de fase para os aços estudados, na faixa de temperaturas entre 600 e 1100°C.

Nitrogen has been added to fully austenitic and duplex (ferritic-austenitic) stainless steels to improve their mechanical properties and corrosion resistance. Nitrogen also has a great austenitizing effect, increasing the austenitic field in the stainless steels phase diagrams. The addition of high levels of nitrogen in a duplex stainless steel can change its microstructure into a completely austenitic one. On the other hand, the addition of high levels of nitrogen favours chromium nitride precipitation (Cr, Fe)2N) at temperatures below 1100°C. Chromium nitrides precipitation has a deleterious effects both on corrosion resistance toughness. Nitrogen in solid solution also decreases the rate of intermetalics formation such as sigma phase. In thio work, phase transformations of four stainless steels were studied: i) a fully austenitic 25%Cr-5%Ni steel (DIN 1.4460) containing 0.87% nitrogen and austenitic microstructure; ii) a 25%Cr-5%Ni steel (DIN 1.4460) containing regular levels of nitrogen and a duplex (ferritic-austenitic) microstructure; iii) a 25%Cr-17%Mn steel containing 0.54% nitrogen and a duplex ferritic-autenitic microstructure and iv) a 22%-5%Ni steel (DIN 1.4462) containing levels of nitrogen between 0.35 and 0.7%. The microstructure of the latter steel changed according to nitrogen level which changes across the thickness of sample. In regions near to external surfaces of the sample, with the highest level of nitrogen, the microstructure was austenitic. In the inner region, with the lowest level of nitrogen, the microstructure was duplex (ferritic-austenitic). Between the austenitic and duplex zones was a transition regionformed by austenite containing ferrite islands. Ageing heat treatments were carried out on these steels at temperatures between 600 and 1100°C for periods of time ranging from 1.5 tp 6000 minutes. After ageing heat treatments, microstructural characterization was performed by using the following techniques: optical microscopy, scanning electron microscopy with chemical analysis by using dispersive energy analysis (EDS), transmission electron microscopy, x-ray diffraction, magnetic measures and Vickers microhardness. In all of steels, the precipitation of hexagonal chromium nitrides (Cr2N) and the formation sigma phase ( ) were studied. In the 25%Cr-5%Ni-0.87%N grade, the ferrite formation was also investigated. In the 22%Cr-5%Ni steel, beside nitride precipitation and sigma phase, chi phase formation () and futher austenite formation in the duplex zone were studied. The chromium nitrides (Cr2N) showed a particular precipitation mode in austenite. They occurred following continuous precipitation or as discontinuous precipitation. Morphologically, the product of discontinuous precipitation of chromium nitrides resembles perlite found in carbon steels, and it is also called in the literature of false perlite. This kind of precipitation is favoured at high nitrogen supersaturation and then kinetics of formation are decreased by the occurrence of the intragranular continuous precipitation. The discontinuous precipitation was not observed in the austenite of the duplex 25%Cr-5%Ni steel with regular levels of nitrogen. On the other hand , in the duplex 25%Cr-17%Mn-0.54N grade, discontinuous precipitation of chromium nitride was observed and precipitation kinetics of chromium nitrides in austenite is shower as compared tothe other steel compositions in which this transformation occurs. This kind of precipitation is typical of this chemical composition and ir does not occur in other duplex steels. Ferrite formation in the 25%Cr-%%Ni-0.87%N steel occurred close to chromium nitrides that precipitate discontinuously. Sigma phase was formed at grain boundaries, inside the grains and close to discontinuous precipitation of chromium nitrides. The ferrite and/or sigma phase formation close to discontinuous precipitation of chromium nitrides shows the impoverishment in nitrogen occurred in these regions. The existence of a nitrogen gradient concentration is against theories which this transformation simply as discontinuous precipitation. This is because, according to the present microstructural observations, discontinuous precipitation of chromium nitrides in austenite seems to be a pseudo-discontinuous reaction. The sigma phase formation in the steels can a product of: i) a divorciate eutectoid reaction where ferrite was decomposed in sigma phase plus austenite, or ii) a product of decomposition of the nitrogen-improverished austenite into sigma phase. Both ferrite formation and dissolution occurred during some ageing heat treatments in the 25%Cr-5%Ni-0.87%N steel.They are evidences that sigma phase formation close to discontinuous precipitation of chromium nitrides is a product of an eutectoid reaction. Sigma phase displayed a massive morphology in the aged samples. There was no significative morphological differences between the sigma phase precipitated in austenite and precipitated in ferrite. Austenite formation in duplex zone of the 22%Cr-5%Ni steel after chromium nitride precipitation at ferrite-austenite interfaces is explained by the increasing volumetric fractions of austenite in duplex steels of Fe-Cr-Ni systems at temperatures below 1200°C. Chi phase () which has high levels of molybdenum, was observed to form only in duplex zone of the 22%Cr-5%Bi steel. Although its occurrence at high temperatures was expected, this phase was not identified. The results of the present work made possible the construction of time-temperature-transformation (TTT) diagrams, which summarise the kinetics of phase transformations of the steels studied at temperatures ranging from 600 to 1100°C.