Discussão dos resultados

5.2.4.1 Cinética de reversão isotérmica α’n→γ

A cinética de reversão isotérmica α’n→γ foi alta nas temperaturas acima de 650 °C e

baixa abaixo da mesma. Segundo o relatado na literatura por (BOJACK, 2016; NIESSEN, 2017) as taxas de aquecimento deslocam as temperaturas Ac1 e Ac3 para temperaturas maiores.

180 Portanto, para a taxa de aquecimento de 500 °C.s-1, é esperado que a temperatura Ac1 esteja acima de 625 °C, que corresponde com a temperatura Ac1 medida na taxa de aquecimento em quase equilíbrio de 0,167 °C.s-1. A taxa de aquecimento ultrarrápida foi fundamental na supressão da transformação austenítica e difusão de elementos de liga durante a etapa de aquecimento. Isto é claramente evidenciado na Figura 5. 15.

O mecanismo de reversão isotérmica no AISM muda de difusivo para não difusivo quando a taxa de aquecimento é maior que 10 °C.s-1 _{(LEE, 2003; LEEM, 2001). Isto foi}

observado experimentalmente para as cinéticas de reversão isotérmica de 650, 670 e 700 °C, que aconteceu imediatamente após se atingir a temperatura de patamar. Por outro lado, a reversão isotérmica foi observada após 350 s em 600 °C, 390 s em 610 °C e 50 s em 625 °C. Neste caso, a transformação deve ser auxiliada por difusão de elementos até atingir a composição crítica para a reversão isotérmica α’n→γ. Segundo RAABE et al., a forte

segregação de elementos estabilizadores da γ às interfaces entre ripas de martensita, além da liberação de tensões elásticas na martensita durante o revenimento, podem levar à reversão da austenita em temperaturas tão baixas quanto 450 °C (RAABE, 2013). Além disso, a recuperação estática (LEE, 2009), o relaxamento térmico (BÉNÉTEAU, 2014) e a redução da densidade de discordâncias (YUAN, 2016; ZHANG, 2010) têm sido relatadas como fatores que podem auxiliar a reversão por difusão em baixas temperaturas. Medições in situ de reversão austenítica (BOJACK, 2012; BOJACK, 2016; NIESSEN, 2017) e simulações computacionais através de DICTRA® (NIESSEN, 2017) no AISM, mostraram que a reversão de austenita perto de 625 °C depende fortemente da difusividade de níquel e manganês da matriz martensítica até a interface com a austenita revertida. No caso contrário, para temperaturas elevadas, por exemplo, acima de 670 °C, a reversão da austenita depende principalmente da difusividade do níquel na mesma.

Segundo os resultados da Figura 5. 15, a transformação incompleta para as reversões isotérmicas abaixo de 625 °C pode ser associada à difusão lenta de níquel na matriz martensítica e à maior concentração de níquel crítica para reversão em alta temperatura. Isto é claramente observado através do cálculo da energia livre de Gibbs molar para a ferrita e a austenita abaixo de 625 °C, mostrado na Figura 5. 22. Quando a temperatura de reversão intercrítica é aumentada acima de 625 °C, a austenita sofre um processo de reversão não difusivo, pois a composição nominal de 5,6 % atômico de níquel é suficiente para estabilizar a austenita na temperatura de reversão isotérmica. Isto tem sido explicado também pelo aumento de sítios preferenciais para nucleação da austenita, incluindo não só as interfaces entre ripas

181 martensíticas, mas também a matriz entre as ripas (BOJACK, 2012; LEEM, 2001; LIU, 2010; SONG, 2010 b); WANG, 2008). Adicionalmente, para temperaturas de reversão altas, a interface α’r/γ muda de coerente para incoerente, aumentando a mobilidade da mesma (LEE,

2009).

Figura 5. 22. Transformação difusiva versus transformação não difusiva para aquecimento em 500 °C.s-1 até as temperaturas de reversão intercrítica na matriz de α’n com níquel nominal de 5,6 % atômico.

Assim, a maior mobilidade do níquel, a redução nas concentrações críticas para reversão abaixo da composição nominal e o aumento de lugares preferenciais para nucleação fornecem as condições necessárias para reversão α’n→γ isotérmica rápida e completa para temperaturas

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5.2.4.2 Estabilidade térmica da austenita e cinética de transformação γat→ α’n

Tem sido amplamente relatado na literatura que o revenimento intercrítico nas temperaturas próximas à Ac1 são mais eficientes para maximizar a fração volumétrica de γr em

temperatura ambiente (BOJACK, 2014; KONDO, 2003; LEE, 2003; LEE, 2009; LIU, 2010; LUI, 2011; MA, 2012; SANCTIS, 2015; ZOU, 2010). Segundo a Figura 5. 23, é claro que a estabilidade térmica da austenita durante o resfriamento depende fortemente da quantidade total de austenita revertida (γat) e, portanto, da concentração de níquel na mesma antes do

resfriamento. Baseados nos cálculos termodinâmicos mostrados na Figura 5. 16 e na Figura

5. 17, a γat em 670 °C e 700 °C (dentro da região III), atingiu a composição de níquel de

equilíbrio de 8 e 6 % em peso, respectivamente. Por outro lado, a γat em 625 e 650 °C (dentro

da região II) atingiu a concentrações de níquel em equilíbrio de 11,2 e 9,3 % em peso, respetivamente. Na Figura 5. 17, pode ser observado que a composição de níquel associada à reversão na região III produz γat completamente instável, similar ao caso após reversão

austenítica completa acima da temperatura Ac3, onde a composição nominal de níquel da liga não é suficiente para garantir estabilidade térmica durante o resfriamento. Portanto, para concentrações entre 5,6 e 8 % em peso de níquel espera-se que a transformação γat→ α’n seja

completa. Assim, a concentração mínima de níquel na γat deve ser maior que 8 % em peso para

garantir estabilidade parcial da γat na temperatura ambiente. Isto é consistente com o relatado

por Zhang et al., que observaram a cinética de transformação γ→α’n in situ por radiação

síncrotron durante o resfriamento de ligas de AISM com diferentes composições nominais de níquel (ZHANG, 2010). A retenção de austenita durante o resfriamento continuo desde o campo austenítico total foi observada para as ligas com teores nominais de níquel acima de 8 % em peso. Além disso, a retenção de austenita em temperatura ambiente também foi observada durante o resfriamento desde o campo austenítico para ligas com adição de 9 % em peso de níquel, em presença de pequenas adições de molibdênio (KONDO, 1999). Através de análise ponto a ponto no MET tem sido relatado uma ampla gama de concentrações de níquel na austenita após revenimento intercrítico entre 8 e 11 % em peso (LEE, 2003; BILMES, 2001; KONDO, 2003; SONG, 2010; ZHANG; 2015). Embora não seja possível assumir que a γat

183 a composição de equilíbrio, devido à reversão incompleta, é esperado que essa austenita seja ainda mais rica em níquel, pois não foi observada transformação martensítica no resfriamento. No entanto, para confirmar esta hipótese, é necessário realizar análise composicional de alta resolução através de MET e APT.

A transformação martensítica durante o resfriamento pode ser afetada também por fatores como o efeito HALL-PETCH, devido ao aumento da resistência mecânica com a diminuição do tamanho de grão. Segundo MORITO, et al., abaixo da Ms a dificuldade para

deformar plasticamente a austenita é incrementada devido à partição de elementos de liga estabilizadores da mesma (MORITO, 2005). Segundo YANGA, et al., a fração volumétrica de martensita formada durante o resfriamento é proporcional ao cubo do tamanho de grão da austenita (YANGA, 2009).

Tem sido amplamente relatado na literatura que o tamanho e composição da austenita dependem da temperatura e do tempo de revenimento (BILMES, 2001; JIANG, 2013; LEE, 2003; LEE, 2009; SANCTIS, 2015; SILVA, 2011, SONG, 2010 b); YUAN, 2016;). Para temperaturas de revenimento menores que Ac1, a γr apresenta formato acicular fino, e se

precipita ao longo das interfaces entre ripas de martensita. A coerência da interface γ/α’ dificulta o crescimento das ripas de γr (LIU, 2010). Temperaturas de revenimento intermediárias, alguns

graus acima ou abaixo da Ac1, resultam na coexistência de γr em formato de bloco e de ripa.

Por outro lado, acima de 650 °C ou depois de tempos excessivos de revenimento perto da temperatura Ac1 (ZHANG, 2015), a γr apresenta geometria globular. A mudança de geometria

de ripa para granular contribui para a redução na sua estabilidade durante o resfriamento devido à redução na barreira energética para a transformação martensítica (ZHANG, 2015). Portanto, para as temperaturas de revenimento intercrítico conduzidas na região I (entre 580 e 610 °C), maior fração volumétrica de γr fina e acicular, com alta partição de níquel, é esperada

(KARLSEN, 2009; SANCTIS, 2015), resultando em alta estabilidade térmica durante o resfriamento.

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Figura 5. 23. Cinética de transformação isotérmica α’n→γ e estabilidade térmica da