The effect of surface finish on fatigue limit of two types of austenitic stainless steels (AISI 304L and AISI 316L) has been investigated. Fatigue specimens having two different surface conditions were obtained by changing the final cutting condition; annealing was performed to separate the residual stress effects from surface roughness. Electropolished samples were tested as a reference for each material. A generic mechanistic model for short fatigue crack propagation proposed by Navarroand Rios (N-R model) was implemented to assess its suitability for predicting the fatigue behaviour of specimens with various controlled surface conditions, obtained by machining. The surface/material properties required to implement this model were obtained by electron backscatter diffraction (EBSD), surface profilometry, hardness testing and X-ray diffraction residual stress measurement. The fatigue limits were determined using rotating-bending by means of the staircase method. The fatigue limits predicted by the N-R fatigue model were compared with the results of the fatigue tests. There was no agreement between the prediction and observations, indicating that the original form of the N-R model is not appropriate for austenitic stainless steels. In AISI 304L, the surface residual stresses are the dominant parameter, allowing prediction of the effects of machining on fatigue resistance while, the surface roughness developed by machining has no significant effect. In AISI 316L, the effect of surface roughness is found to be negligible, with a weaker effect of surface residual stress than has been observed for AISI 304L. Crack nuclei in run-out (>107 cycles) fatigue tests were observed to arrest at twins and martensite packets, developed by fatigue in AISI 316L and AISI 304L, respectively. Good agreement with experiments was achieved by using a modification to the fatigue model, which takes account of the observed effect of the plastic deformation on the microstructure.

In this research, the corrosion performance of two austenitic stainless steels, namely 316L and 254SMO, in concentrated acetic acid solutions containing bromide ions has been investigated. In this research, the influence of two different electrochemical surface treatments (electropolishing and nitric acid passivation) on the corrosion behaviour of 316L stainless steel immersed in 15.3M HAc with 18.7mM bromide ions at 900°C was examined. Also, attemptswere made to study the performance of three organic inhibitors in the same conditions. Corrosion rates are assessed both by weight loss, and linear polarisation resistance. Interfacial corrosion chemistry is further characterised by open circuit potential and potentiodynamic polarization measurements. Substrate morphology is elucidated with optical microscopy, including 3D surface profiling, and scanning electron microscopy. Also, X-ray photoelectron spectroscopy is employed to gain further insight into the quite differentcorrosion performances of 316L and 254SMO in 15.3M acetic acid with 18.7mM Br ions.It was found that 316L and 254SMO steels have good corrosion resistance and low corrosion rates in 11.9M-HAc-Br-. Increasing acid concentration to 15.3 M led to a dramatic increase in corrosion rate of 316L with clear evidence of uniform and pitting corrosion proceeding simultaneously. Notably, the step increase in OCP for 316L steel and 254SMO during immersion in 15.3M-HAc-Br- solution indicates sudden changes in corrosion activity of the steels. The step seen for the 254SMO in 15.3M-HAc-Br- is indicative of passivation which is also supported by the XPS results, as a stable passive film was observed on the surface of alloy over the immersion time. However, the step increase in the OCP observed for 316L in 15.3MHAc-Br- is not associated with a significant decrease in corrosion rate. An alternative explanation is that the step coincides with an increase in the importance of pitting due to the evolving surface structure.From the attempts which were made to improve the corrosion resistance of the 316L stainless steel in 15.3M-HAc-Br-, both electropolishing and nitric acid passivation treatments were not sufficient to give any noticeable protection from the aggressive solution. Also, no corrosion inhibition was achieved when the three organic inhibitors, BTA, TU and 2MBI were utilised.

Este trabalho tem por objetivo estudar a eficiência dos oxiânions molibdato (MoO4 2-) e tungstato (WO4 2-) na inibição da corrosão localizada em aços inoxidáveis austeníticos (347 e 304L) em sistemas de água com alto grau de pureza na presença de íons cloreto (Cl-). Para avaliar a ação dos oxiânions estudados foram empregadas técnicas eletroquímicas de monitoramento do potencial de circuito aberto (Eoc), espectroscopia de impedância eletroquímica (EIS), polarização cíclica (PC) e cronoamperometria (CA). Para caracterização superficial foram utilizadas microscopia óptica (MO) e microscopia eletrônica de varredura (SEM). Os ensaios foram realizados em meios contendo somente água pura desoxigenada e água pura desoxigenada contendo íons cloreto (50, 100, 200, 300 e 500 ppm) variando a concentração (0, 10-4, 10-3 e 10-2 M) dos inibidores molibdato e tungstato de sódio. Todos os experimentos foram realizados à temperatura ambiente e em condições hidrodinâmicas controladas, empregando o sistema de eletrodo de disco rotativo (RDE) com velocidade constante de1200 rpm. Os resultados mostraram que os aços inoxidáveis 347 e 304L permanecem passivos em água pura, uma vez que o meio não é agressivo. Entretanto, a adição de íons cloreto tornou-os susceptíveis à corrosão por pites, pois os cloretos atuam como desapassivadores, fragilizando o filme passivo que fornece proteção aos aços inoxidáveis. O aumento da concentração dos íons cloreto no eletrólito aumentou a sua agressividade para os dois aços estudados, sendo observado o precoce aparecimento da corrosão. No entanto, a adição dos inibidores molibdato e tungstato de sódio melhorou a qualidade da camada passiva, aumentando os valores de potencial de pite (Ep) e de módulo de impedância, mantendo a passividade dos aços num amplo intervalo de potenciais. Ensaios cronoamperométricos mostraram que na presença dos oxiânions os valores medidos de densidade de corrente de resposta para os aços inoxidáveis 347 e 304L foram acentuadamente menores em relação aos valores obtidos na ausência dos mesmos, confirmando que os inibidores utilizados atuam na melhora da camada passiva, diminuindo a sensibilidade aos cloretos e conseqüentemente aumentando a resistência contra a corrosão por pites dos aços. O estudo mostrou que os melhores resultados para ambos os aços foram obtidos na presença de 10-2 M de inibidor, tanto para o tungstato quanto para o molibdato, sendo este com eficiência levemente melhor. Além disso, o aço 304L sem partículas incrustadas de alumina mostrou-se menos susceptível aos ataques dos cloretos do que o aço 347. Nas amostras que tiveram a superfície tratada com lixas de abrasivo de alumina, essas partículas foram incrustadas nos aços e isso levou ao desaparecimento de um potencial de pite bem definido. Na presença de alta concentração de cloretos, essas partículas foram arrancadas pelo ataque às regiões deformadas mecanicamente, localizadas ao redor das partículas incrustadas e as propriedades do aço em si puderam ser verificadas. / The aim of this work is to study the efficiency of molibdate (MoO4 2-) and tungstate (WO4 2-) oxianions in the inhibition of the localized corrosion in austenitic stainless steels (347 and 304L) in high purity water systems in the presence of chloride ions (Cl-). In order to evaluate the action of the oxianions electrochemical techniques as open circuit potential (OCP), electrochemical impedance spectroscopy (EIS), cyclic polarization (CP) and chronoamperometry (CA) were accomplished. For surface characterization optical microscopy (OM) and scanning electron microscopy (SEM) were used. The experiments were carried out in deoxygenated pure water and deoxygenated pure water containing chloride ions (50, 100, 200, 300 and 500 ppm) adding different concentrations (0, 10-4, 10-3 and 10-2 M) of molibdate and tungstate ions. All the experiments were performed at room temperature under controlled hydrodynamic conditions using a rotating disk electrode (RDE) at constant rotation speed of 1200 rpm. The results showed that 347 and 304L stainless steels remain passive in pure water, since the environment is not aggressive. However, in the presence of chloride ions they become susceptive to pitting corrosion, with chloride ions acting depassivity agents weakening the passive film that supplies protection to the stainless steels. The increase of chloride ions concentration in the electrolyte enhanced the aggressiveness for both steels evidenced by a precocious accurance of pitting corrosion. On the other hand, the addition of sodium molibdate and tungstate inhibitors improved the quality of the passive layer, increasing the pitting potentials (Ep) and the impedance modulus, improving the the passivity of steels a large of potential range. Chronoamperometric measurements showed that in the presence of oxianions response current density for 347 and 304L stainless steels was strongly diminished in relation to the values obtained in the absence of the inhibitors, confirming that the inhibitors act in the improvement of the passive layer, decreasing its sensitivity to chlorides and consequently increasing the steels resistance against pitting corrosion. Results showed that the best results for both steels were obtained in the presence of 10- 2 M tungstate or molibdate, being this latter with efficiency lightly better. Moreover, the 304L stainless steel showed to be less susceptive to pitting corrosion compared to 347 stainless steel. For stainless steel specimens previously treated with Al2O3 emery papers, Al2O3 particles become embedded in the steel surface and led to the indefinition of the pitting potential values. In the presence of high chloride concentrations, the mechanically affected region of steel in the surrounding of Al2O3 particles was attacked and Al2O3 particles were removed reveling the stainless steel own resistance to chlorides.

Chapas laminadas a quente com 6 mm de espessura dos aços AISI 304L e 316L apresentaram na condição inicial uma microestrutura composta por grãos recristalizados equiaxiais de austenita e ilhas de ferrita δ, em maior quantidade no centro da chapa. A austenita apresentou textura cristalográfica fraca, com um gradiente de textura ao longo da espessura. Os tratamentos térmicos de solubilização causaram a eliminação da ferrita, mas não causaram modificação substancial na textura. Os fenômenos de encruamento, recuperação e recristalização foram então estudados após solubilização, seguida de deformação por laminação em diferentes temperaturas e posterior recozimento das amostras deformadas. O endurecimento por deformação e a porcentagem de martensita α’ formada mostraram forte dependência com a composição química da austenita e com a temperatura de deformação. A textura de deformação encontrada nos aços inoxidáveis austeníticos 304L e 316L é característica dos materiais CFC com baixa e média energia de empilhamento laminados a frio. A temperatura de reversão da martensita α’ foi próxima de 550°C, praticamente não depende da quantidade presente e é praticamente idêntica nos dois aços. O aço 316L apresentou maior resistência à recristalização, pois tem maior EDE e apresenta menor endurecimento por deformação em relação ao 304L. A temperatura de recristalização situouse aproximadamente 150°C acima da temperatura de reversão da martensita α’. A temperatura de laminação não influenciou significativamente a temperatura de recristalização. A textura de recristalização nos dois aços continuou sendo semelhante à textura de deformação. As propriedades mecânicas de tração dos dois aços mostraram-se muito sensíveis à temperatura do ensaio. Tratamentos mecânicos e térmicos adequados produziram combinações interessantes de propriedades mecânicas nos dois aços, tais como limite de escoamento por volta de 1000 MPa com alongamento da ordem de 10%. Os resultados do presente trabalho sugerem que para se obter nos aços inoxidáveis austeníticos combinações atrativas de alta resistência mecânica com ductilidade razoável, por meio de tratamentos mecanotérmicos ou termomecânicos, duas diretrizes devem ser observadas: i) durante a deformação grandes quantidades de martensita devem ser produzidas e as principais variáveis neste aspecto são a EDE do aço e a quantidade e a temperatura de deformação; ii) durante o recozimento do material encruado deve ocorrer reversão da martensita, mas a recristalização completa deve ser evitada, por meio do controle rigoroso da temperatura e do tempo de recozimento, obtendo-se uma microestrutura muito fina de grãos e sub-grãos. A possibilidade de tratamentos sucessivos de deformação/recozimento é promissora e deve ser explorada em trabalhos futuros. A caracterização microestrutural foi realizada com auxílio de várias técnicas complementares de análise microestrutural, tais como microscopia óptica, microscopia eletrônica de varredura (MEV), microscopia eletrônica de transmissão (MET), medidas magnéticas, difração de raios X (análise de fases e determinação de textura) e microdureza Vickers. A caracterização mecânica envolveu a realização de ensaio de tração em várias temperaturas, com a determinação de limite de escoamento, limite de resistência, alongamento total e coeficiente de encruamento n. / Hot rolled AISI 304L and 316L austenitic stainless steel sheets, 6mm thick, presented recrystallized equiaxial grains with austenite and islands of delta ferrite, in larger quantities mainly in the center of both steel sheets. The austenite had a weak texture, with a gradient through the thickness. The solution annealing eliminated delta ferrite, however it did not change the texture. Phenomena such as work hardening and strain induced α’ martensite formation showed strong dependency on the chemistry composition and rolling temperature. The rolling texture observed in AISI 304L and 316L austenitic stainless steels is characteristic of FCC materials with low and medium stacking fault energy (SFE), after cold rolling. The α’ reversion temperature was around 550°C for both steels and was independent of the volume fraction of α’ martensite. The AISI 316L showed a strong recrystallization resistance as it has higher SFE and smaller work hardening than the AISI 304L. The recrystallization start temperature is approximately 150°C higher than the α’ reversion temperature. The rolling temperature did not influence the recrystallization temperature. Recrystallization texture for both steels remained similar to the rolling texture. Proper thermal and mechanical treatments provided interesting combinations of mechanical properties for both steels, such as yield strength around 1000 MPa with 10% elongation. These results suggest that the obtained austenitic stainless steels provide attractive combinations not only with high mechanical resistance but also with reasonable toughness and ductility. Through thermo-mechanical treatments, two point must be stressed: i) during the deformation great quantities of α’ martensite are being produced due to the SFE of the steel and the degree and the temperature of deformation; ii) during the annealing treatment of the work hardened material the α’martensite reverts to austenite, but complete recrystallization must be avoided, thus strict control of temperature and annealing time must be ensured to obtain a refined microstructure (of grains and subgrains). The possibilities of employing successive deformation / annealing treatments is promising and should be explored in future research. Several microstructural characterization techniques have been employed: optical microscopy, scanning electron microscopy (SEM), transmission electron microscopy (TEM), magnetic measurements, X-ray diffraction to analyze phases and textures, and Vickers microhardness tests. Mechanical characterization involved tensile testing at different temperatures, with determination of yield strength, tensile strength, total elongation and strain hardening coefficient n.

Os aços inoxidáveis austeníticos são materiais atrativos para serem utilizados em vários setores industriais que operam sob meios corrosivos, como por exemplo: indústria química, alcooleira, petroquímica, de papel e celulose, na prospecção de petróleo e nas indústrias têxtil e farmacêutica. Contudo, apresentam propriedades tribológicas pobres. No sentido de melhorar essas propriedades, como aumentar a dureza superficial, a resistência ao desgaste e a resistência à fadiga, vários métodos de tratamentos superficiais vêm sendo utilizados. Dentre eles, o mais eficiente é a nitretação por plasma. Este processo é realizado em uma câmara de vácuo sob uma mistura gasosa de hidrogênio e nitrogênio. É aplicada uma diferença de potencial entre o cátodo (porta amostras) e o ânodo (paredes da câmara), acelerando os íons contra a superfície da peça, aquecendo-a e arrancando elétrons de sua superfície. Os íons reagem com espécies da superfície do plasma formando compostos instáveis do tipo FeN que se recombinam para formarem nitretos estáveis. O sucesso deste tratamento se deve à baixa temperatura de operação, ao menor tempo efetivo de tratamento e ao controle da uniformidade da espessura da camada. A camada de nitretos formada durante o tratamento possui uma influência positiva na vida em fadiga de um componente, graças a dois motivos principais. O primeiro é o atraso na nucleação da trinca devido ao aumento da resistência mecânica superficial. O segundo motivo está relacionado com a introdução de tensões residuais compressivas durante o processo de endurecimento da superfície, que retarda a iniciação da trinca e diminui o fator de intensidade de tensão. Os corpos de prova foram nitretados a 400ºC durante 6 horas, com uma pressão de 4,5 mbar e utilizando uma mistura gasosa de 80% vol.H2 e 20%vol.N2. Ocorreu um aumento da resistência mecânica próxima á superfície, devido à camada de nitretos, o que ficou evidente com o sensível aumento no valor do limite de fadiga do material nitretado em relação ao não nitretado. O limite de fadiga do aço AISI 316 não tratado foi de 400MPa e do nitretado foi de 510MPa, enquanto que, para o aço AISI 304, o limite de fadiga do material não tratado foi de 380MPa e o limite para material submetido ao tratamento de nitretação foi de 560MPa. / The austenitic stainless steels are attractive materials to many industrial sectors which work on corrosive environments, as chemical industry alcohol, petrochemical, cellulose industries, in the petroleum prospection and pharmaceutical and textiles industries. However, they present poor tribological properties. In order to improve these properties, like increasing superficial hardness, wear and fatigue resistance superficial heat treatment methods have being used. The most efficient is the plasma nitriding process which occurs in a vacuum container under hydrogen and nitrogen gas mixture. A potential difference is applied between the cathode (samples receptor) and the anode (container walls), accelerating the ions against the piece, heating it and removing electron from the surface of material. These atoms react with the surface plasma species, producing unstable compounds like FeN, which recombine producing stable nitrides. The success of this treatment is due to the low temperature operation, the short effective time of treatment and to the uniformity control of the layer’s thickness. The nitrides layer produced during the treatment have a positive influence in the fatigue life of a component, thanks to two main reasons. The first is the retardation in crack nucleation due to increasing of superficial mechanical strength. The second reason is due to introduction of compressive residual stress during the surface hardening process, which retards de crack initiation process. The specimens were nitriding at 400°C during 6 hours, at a 4,5mbar pressure and using a gas mixture of 80% vol. H2 and 20% vol. N2. The surface mechanical strength increased, due to the nitrides layer, which was evident with the sensitive increase in the fatigue limit of the nitriding specimens, comparing to the untreated ones. The fatigue limit of the AlSl 316 steel in untreated condition was 400 MPa and in nitriding condition was 510 MPa, whereas AlSl 304 steel, the fatigue limit of the untreated condition was 480 MPa and the fatigue limit for the nitrided condition was 560 MPa.

A combination of fractography, microstructural analysis and finite element modelling was used to investigate several topics relating to the fatigue of nuclear grades of austenitic stainless steel operating in both air and simulated PWR water environments. The work is broadly separated into four main categories. The first two involved analysing specimens from standard fatigue endurance tests using a wide range of microscopic techniques. The relevance and uses of a modern laser scanning confocal microscope are presented and the benefits of using such a technique are discussed. Methods for the automation of both striation counting procedures and hysteresis data analysis are described and the results are demonstrated. Finite element analyses were performed in order to develop the understanding of fatigue crack growth within standard cylindrical endurance specimens. A variety of different crack tip parameters were used in order to develop expressions for crack growth rates in terms of the strain intensity factor and the J-integral. The derived expressions were compared to the results of striation spacing measurements from multiple endurance specimens that were tested in both air and water environments. The expressions were used to perform back-fitting calculations on standard endurance curves in order to produce alternative curves representing the number of loading cycles to cause the initiation of short cracks with depths in the range of 0.25-0.5 mm. The effects of hold-times on the fatigue life of stainless steel endurance specimens were explored as part of the international AdFaM research programme. Results from the programme partners are presented which demonstrate the beneficial effects of static hold-times on extending the fatigue lifetime of specimens. A range of microstructural analyses were performed on test specimens and results are presented. No significant effects of hold-times on microstructure, crack growth rates or material hardness were found. Analysis of hysteresis data demonstrated an increase in the cyclic hardening and a decrease in the plastic strain range after a hold. From an analysis of the fatigue test results, it was concluded that hold-times affect the earliest stages of fatigue (nucleation and initiation), most likely due to the effects of strain ageing. Several possible explanations for the observed phenomenon of specimen shrinkage during static holds are presented and discussed, however no conclusive explanation was identified. Further work is identified that could lead to future improvements in the understanding of all areas of investigation that have been reported. Overall, the work reported here has helped to develop the understanding of fatigue behaviour and mechanisms in the materials of interest. This was done through investigations using a synergistic combination of microscopy and numerical modelling techniques.

Os aÃos inoxidÃveis austenÃticos (AIAs) sÃo largamente aplicados nas indÃstrias de alimentos, transportes nuclear, petroquÃmica devido à adequada combinaÃÃo de resistÃncia mecÃnica, conformabilidade e resistÃncia à corrosÃo. Dentre estes tipos de aÃo, destaca-se o AISI 301 por sua resistÃncia mecÃnica superior. Entretanto, este tipo de aÃo apresenta um dos piores desempenhos em termos de corrosÃo. Toda a resistÃncia à corrosÃo dos AIAs se baseia em sua camada de filme passivo contendo Cr203 que pode facilmente ser destruÃda em ambientes contendo cloreto. Neste trabalho, estabeleceu-se a meta de estudar os aÃos AISI 301 LN e 316L em respeito Ãs mudanÃas na microestrutura por imposiÃÃo de deformaÃÃo e seu efeito na corrosÃo por pites, visto que o AISI 301LN foi escolhido como material base dos vagÃes que servirÃo o sistema de transporte metropolitano de Fortaleza. Empregou-se difraÃÃo de raios âX, metalografia quantitativa, microscopias Ãtica, eletrÃnica de varredura e de forÃa atÃmica para caracterizar a microestrutura, textura cristalogrÃfica, caracterizaÃÃo magnÃtica, microdureza e ensaio de imersÃo em FeCl3 6H2O para caracterizar o comportamento dos dois aÃos em corrosÃo por pites. A deformaÃÃo provocou a formaÃÃo de martensita â no aÃo 301LN e encruamento da austenita. Isto provocou o mais baixo desempenho em corrosÃo por pites. A textura cristalogrÃfica forneceu indÃcios para inferir que a transformaÃÃo austenita-ferrita se deu obedecendo a relaÃÃo de KURDJUMOV-SACHS.

The austenitic stainless steel 316L has been compared to duplex stainless steels to be able to highlight a choice of material for manufacturing of spare tanks used for cooling water at nuclear power stations on the Swedish west coast. In this report 316L and the duplex stainless steels 2205, 2304 and LDX 2404 have been compared according to corrosion resistance, strength, manufacturing aspects and prices. The steels arranged by increasing corrosion resistance: 316L < 2304 < LDX 2404 < 2205. The steels arranged by increasing strength (considering the thickness of the plates needed for construction): 316L < 2304 < LDX 2404 and 2205. The steels arranged by increasing price/tank: 2304 < LDX 2404 < 2205 < 316L. One of the duplex stainless steels is recommended rather than the austenitic stainless steel 316L. In terms of price 2304 is preferable to 2205 and LDX 2404. When it comes to corrosion resistance 2205 is superior to 2304 and can sometimes be considered as unnecessary good and therefore not relevant for this application.

Bulk nanocrystalline 304L and 316L austenitic stainless steels (SS) were produced by equal channel angular pressing(ECAP) at elevated temperature. The average grain size achieved in 316L and 304 L SS is ~ 100 nm, and grain refinement occurs more rapid in 316 L SS than that in 304L. Also the structures are shown to retain a predominant austenite phase. Hardness increases by a factor of about 2.5 in both steels due largely to grain refinement and an introduction of a high density of dislocations. Tensile strength of nanocrystalline steels exceeds 1 GPa with good ductility in both systems. Mechanical properties of ECAPed 316L are also shown to have less dependence on strain rate than ECAPed 304L. ECAPed steels were shown to exhibit thermal stability up to 600oC as indicated by retention of high hardness in annealed specimens. Furthermore, there is an increased tolerance to radiation-induced hardening in the nanocrystalline equiaxed materials subjected to 100 keV He ions at an average dose of 3-4 displacement-per-atom level at room temperature. The large volume fraction of high angle grain boundaries may be vital for enhanced radiation tolerance. These nanocrystalline SSs show promise for further research in radiation resistant structural materials for next-generation nuclear reactor systems.

Chapas laminadas a quente com 6 mm de espessura dos aços AISI 304L e 316L apresentaram na condição inicial uma microestrutura composta por grãos recristalizados equiaxiais de austenita e ilhas de ferrita δ, em maior quantidade no centro da chapa. A austenita apresentou textura cristalográfica fraca, com um gradiente de textura ao longo da espessura. Os tratamentos térmicos de solubilização causaram a eliminação da ferrita, mas não causaram modificação substancial na textura. Os fenômenos de encruamento, recuperação e recristalização foram então estudados após solubilização, seguida de deformação por laminação em diferentes temperaturas e posterior recozimento das amostras deformadas. O endurecimento por deformação e a porcentagem de martensita α’ formada mostraram forte dependência com a composição química da austenita e com a temperatura de deformação. A textura de deformação encontrada nos aços inoxidáveis austeníticos 304L e 316L é característica dos materiais CFC com baixa e média energia de empilhamento laminados a frio. A temperatura de reversão da martensita α’ foi próxima de 550°C, praticamente não depende da quantidade presente e é praticamente idêntica nos dois aços. O aço 316L apresentou maior resistência à recristalização, pois tem maior EDE e apresenta menor endurecimento por deformação em relação ao 304L. A temperatura de recristalização situouse aproximadamente 150°C acima da temperatura de reversão da martensita α’. A temperatura de laminação não influenciou significativamente a temperatura de recristalização. A textura de recristalização nos dois aços continuou sendo semelhante à textura de deformação. As propriedades mecânicas de tração dos dois aços mostraram-se muito sensíveis à temperatura do ensaio. Tratamentos mecânicos e térmicos adequados produziram combinações interessantes de propriedades mecânicas nos dois aços, tais como limite de escoamento por volta de 1000 MPa com alongamento da ordem de 10%. Os resultados do presente trabalho sugerem que para se obter nos aços inoxidáveis austeníticos combinações atrativas de alta resistência mecânica com ductilidade razoável, por meio de tratamentos mecanotérmicos ou termomecânicos, duas diretrizes devem ser observadas: i) durante a deformação grandes quantidades de martensita devem ser produzidas e as principais variáveis neste aspecto são a EDE do aço e a quantidade e a temperatura de deformação; ii) durante o recozimento do material encruado deve ocorrer reversão da martensita, mas a recristalização completa deve ser evitada, por meio do controle rigoroso da temperatura e do tempo de recozimento, obtendo-se uma microestrutura muito fina de grãos e sub-grãos. A possibilidade de tratamentos sucessivos de deformação/recozimento é promissora e deve ser explorada em trabalhos futuros. A caracterização microestrutural foi realizada com auxílio de várias técnicas complementares de análise microestrutural, tais como microscopia óptica, microscopia eletrônica de varredura (MEV), microscopia eletrônica de transmissão (MET), medidas magnéticas, difração de raios X (análise de fases e determinação de textura) e microdureza Vickers. A caracterização mecânica envolveu a realização de ensaio de tração em várias temperaturas, com a determinação de limite de escoamento, limite de resistência, alongamento total e coeficiente de encruamento n. / Hot rolled AISI 304L and 316L austenitic stainless steel sheets, 6mm thick, presented recrystallized equiaxial grains with austenite and islands of delta ferrite, in larger quantities mainly in the center of both steel sheets. The austenite had a weak texture, with a gradient through the thickness. The solution annealing eliminated delta ferrite, however it did not change the texture. Phenomena such as work hardening and strain induced α’ martensite formation showed strong dependency on the chemistry composition and rolling temperature. The rolling texture observed in AISI 304L and 316L austenitic stainless steels is characteristic of FCC materials with low and medium stacking fault energy (SFE), after cold rolling. The α’ reversion temperature was around 550°C for both steels and was independent of the volume fraction of α’ martensite. The AISI 316L showed a strong recrystallization resistance as it has higher SFE and smaller work hardening than the AISI 304L. The recrystallization start temperature is approximately 150°C higher than the α’ reversion temperature. The rolling temperature did not influence the recrystallization temperature. Recrystallization texture for both steels remained similar to the rolling texture. Proper thermal and mechanical treatments provided interesting combinations of mechanical properties for both steels, such as yield strength around 1000 MPa with 10% elongation. These results suggest that the obtained austenitic stainless steels provide attractive combinations not only with high mechanical resistance but also with reasonable toughness and ductility. Through thermo-mechanical treatments, two point must be stressed: i) during the deformation great quantities of α’ martensite are being produced due to the SFE of the steel and the degree and the temperature of deformation; ii) during the annealing treatment of the work hardened material the α’martensite reverts to austenite, but complete recrystallization must be avoided, thus strict control of temperature and annealing time must be ensured to obtain a refined microstructure (of grains and subgrains). The possibilities of employing successive deformation / annealing treatments is promising and should be explored in future research. Several microstructural characterization techniques have been employed: optical microscopy, scanning electron microscopy (SEM), transmission electron microscopy (TEM), magnetic measurements, X-ray diffraction to analyze phases and textures, and Vickers microhardness tests. Mechanical characterization involved tensile testing at different temperatures, with determination of yield strength, tensile strength, total elongation and strain hardening coefficient n.