Regime de transformação displacivo

a) Ferrita de Widmanstatten

Uma característica clássica da ferrita de Widmanstatten é que essa microestrutura pode ser formada sob taxas de resfriamento relativamente lentas. Acredita-se que o mecanismo de crescimento envolva o crescimento simultâneo de pares de placas mutuamente acomodadas de modo que menos força motriz é necessária para a transformação em comparação a bainita ou martensita.

As placas de ferrita crescem rapidamente e com elevada razão comprimento/largura (~10:1), resultando em arranjos paralelos na micrografia. A transformação da ferrita de Widmanstatten não é um mecanismo puramente displacivo, mas envolve um mecanismo de “paraequilíbrio”, envolvendo rápida difusão de carbono intersticial através da interface da ferrita em formação na direção da austenita remanescente. Nas taxas de resfriamento em que aparece a ferrita de Widmanstatten, pode-se encontrar também fases e constituintes como austenita retida, martensita ou perlita entre as placas de ferrita.

A distinção entre ferrita de Widmanstatten e bainita não é simples. Dudé e colaboradores, citados por COLPAERT (2008), descrevem as duas estruturas, formadas a partir do contorno de grão austenítico, como placas laterais de ferrita FS, mas também fazem referência as placas de ferrita intragranular. A classificação do IIW se refere a todas as formas de ferrita de Widmanstatten e bainita como ferrita com segunda fase, embora uma distinção na terminologia possa ser feita quando a ferrita de Widmanstatten é claramente identificável.

Placas de ferrita primária de Widmanstatten crescem a partir dos contornos de grão austeníticos, enquanto as placas secundárias crescem a partir de ferrita alotriomórfica formada nos contornos de grão austeníticos. Ferrita de Widmanstatten primária também cresce a partir de inclusões e a secundária pode crescer a partir de ferrita idiomórfica intragranular, como ilustrado na Figura 3.12.

Figura 3.12 – Ilustração de ferrita de Widmanstatten primária e secundária, (Adaptação THEWLIS, 2004).

A partir de polimento sequencial e reconstrução de imagens em 3D, CHENG et al. (2010) revelaram a morfologia de ferrita de Widmanstatten em aço baixo carbono e baixa liga. Os pesquisadores monstraram que a ferrita de Widmanstatten primária ou secundária é melhor descrita na forma de “cunha” que como “agulhas” ou “placas”, como ilustrado na Figura 3.13.

Ferrita de Widmanstatten primária Ferrita de Widmanstatten secundária

Figura 3.13 – Micrografias de aço baixo carbono e baixa liga e reconstrução em 3D de ferrita de Widmanstatten. Em a e b, ferrita de Widmanstatten primária em dois planos sequenciais. Em c e d, reconstrução em 3D da ferrita número 1 da Figura a. Em e, ferrita de Widmanstatten secundária e em f e g, reconstrução em 3D dessa estrutura, (Adaptação CHENG et al., 2010).

b) Bainita

Considera-se que a bainita é formada em temperaturas nas quais o controle difusional é muito lento e há características em comum com a transformação martensítica que ocorre em temperaturas inferiores. A bainita cresce como placas individuais ou arranjos formando lâminas. Classicamente, a bainita tem sido classificada como superior ou inferior em função da temperatura em que ocorre a transformação. Na bainita superior o carbono é particionado para a austenita e se precipita na forma de cementita entre as placas de ferrita bainítica. Na bainita inferior, a ferrita fica supersaturada em carbono e ocorre precipitação de carbonetos entre as subunidades de ferrita assim como entre as placas. O mecanismo de formação e crescimento da bainita ainda é objeto de muito debate, afirma THEWLIS (2004).

Bainita pode ser facilmente confundida com ferrita de Widmanstatten. O IIW refere-se às duas estruturas como ferrita com segunda fase FS, embora possa ser feita uma distinção da terminologia quando a bainita pode ser facilmente identificada, FS(B). Uma distinção adicional pode ser feita quando a bainita superior e inferior são claramente

distinguíveis, FS(UB) e FS(LB), respectivamente. A bainita superior apresenta maior densidade de discordâncias em relação à bainita inferior, de acordo com MODENESI et al. (1985).

• Feixes de Bainita e Subunidades

A bainita possui a característica de crescer diretamente a partir do contorno de grão austenítico ou em inclusões intragranulares, como indicado na Figura 3.14. Nucleação de placas de bainita a partir de feixes pré-existentes também é comumente observado.

Figura 3.14 – Ilustração de feixes de bainita e subunidades, (Adaptação THEWLIS, 2004).

A morfologia comumente observada para a bainita que nucleou e cresceu a partir de contorno de grão austenítico é na forma de feixes interligados de placas muito finas com partículas de cementita alinhada, denominada como FS(A) no esquema do IIW, conforme pode ser observado na Figura 3.15.

Na bainita superior FS(UB), partículas de carboneto são observadas entre as placas, enquanto na bainita inferior FS(LB), as partículas ocorrem entre as placas e também no seu interior e a estrutura tende a ficar escura após ataque metalográfico. As placas individuais no interior de um feixe são separadas por contornos de baixo ângulo que são indefinidos em microscopia óptica.

Figura 3.15 – Feixes de bainita inferior e superior na ZTA de em um aço com 0,17% C, 1,0% Mn de aço soldado a “laser” (1) Bainita inferior com partículas de carboneto dentro de subunidades; (2) Bainita superior com carboneto alinhado, (3) Ferrita bainítica com carbonetos não alinhados, (THEWLIS, 2004).

Ao observar uma seção que corta placas de ferrita que cresceram a partir de contorno de grão austenítico, mas sem mostrar o ponto de nucleação, tudo que é visto na metalografia são partículas de carboneto em uma matriz ferrítica, sendo classificada como FS(NA). Thewlis e colaboradores têm classificado as diferentes formas de ferrita bainítica oriunda do contorno de grão austenítico como GB(B), sendo possível uma distinção com a bainita intragranular (THEWLIS, 2004).

Em alguns aços e metais de solda, feixes de bainita podem ser observados nucleando e crescendo a partir de inclusões intragranulares, assim como finas placas individuais de ferrita bainítica. Essas últimas não possuem partículas de carbonetos alinhados e pode ser difícil distinguí-las das placas de ferrita de Widmanstatten. As inclusões a partir das quais as placas crescem podem não ser observadas se estiverem fora do plano de observação. O esquema de classificação do IIW não tem uma terminologia para as diferentes formas de bainita intragranular, mas Thewlis e colaboradores têm classificado-as como I(B). Em regiões com alta densidade de inclusões, múltiplas placas individuais de bainita crescem das inclusões, podendo resultar em uma estrutura muito fina

e entrelaçada (Figura 3.14), estrutura que é descrita de maneira geral no IIW como ferrita acicular AF, conforme THEWLIS (2004).

c) Martensita

Classicamente, de acordo com COLPAERT (2008), a martensita é o produto de transformação extremamente rápida, sem difusão e na qual o carbono fica retido em solução. A elevada energia que está presente na transformação da estrutura CFC da austenita para CCC ou tetragonal de corpo centrado (TCC), martensítica, restringe a martensita à forma de lâminas delgadas.

Em aços baixo carbono (menor que 0,2%), ripas de martensita com cristais CCC é a forma mais comumente observada e é designada M ou M(L) no esquema do IIW. As unidades de martensita ocorrem na forma de ripas que são agrupadas em feixes ou pacotes, conforme Figura 3.16. A subestrutura consiste em arranjos celulares com alta densidade de discordâncias; cada ripa de martensita é composta por várias dessas células.

Figura 3.16 – Placas de martensita em metal de solda obtida a “laser” de aço com 0,13% de carbono. A seta indica placas de martensita com elevada distribuição de discordâncias, (THEWLIS, 2004).

À medida que o teor de carbono aumenta significativamente, as placas de martensita tendem a se formar tanto com estrutura cristalina CCC quanto TCC. As unidades individuais de martensita se formam como placas lenticulares, conforme pode ser observado na Figura 3.17, com uma subestrutura constituída de maclas muito finas. Essa forma de martensita é chamada de martensita maclada pelo IIW, M ou M(T). Martensita, tanto na forma de placas ou de ripas, geralmente não pode ser resolvida apenas por microscopia óptica e tende a ter baixa resposta ao ataque químico.

Figura 3.17 – Martensita maclada ou lenticular em metal de solda a laser de aço com 0,27% de carbono. A seta indica martensita lenticular com subestrutura maclada, (THEWLIS, 2004).

d) Ferrita Acicular

Convencionalmente, as morfologias de ferrita nucleadas no interior dos grãos e que apresentam acentuada resposta ao ataque químico, são denominadas ferrita acicular. A ferrita acicular nucleia nas inclusões presentes no interior do grão austenítico durante a transformação da estrutura. Desde que haja uma alta densidade de inclusões, uma estrutura muito refinada pode ser produzida (geralmente < 5µm), afirma THEWLIS (2004) e entre

1µm a 3µm de acordo com TRINDADE et al. (2007-a). No esquema do IIW, ferrita acicular é denominada FA, Figura 3.18.

Figura 3.18 – Micrografia em metal de solda de aço baixo carbono apresentando ferrita acicular (αa) típica, ferrita primária de contorno de grão (α) e ferrita de Widmanstatten (αw), (BABU, 2004).

De acordo com Bhadeshia e Suensson citados por KOU (2003), há uma competição cinética entre os produtos de transformação da austenita nucleados nos contornos e interior dos grãos; diversos fatores influenciam a quantidade e a morfologia da ferrita acicular, principalmente: a composição do metal de solda, a taxa de resfriamento entre 800°C e

500°C (∆t800-500), teor de oxigênio do metal de solda e o tamanho de grão austenítico. Na

Figura 3.19 apresentam-se, esquematicamente, os principais fatores que influenciam a formação competitiva da ferrita acicular e da bainita, considerando a mesma taxa de resfriamento e mesma densidade de inclusões.

A densidade, o tamanho e a composição química das inclusões não metálicas presentes no metal de solda e na ZTA são decisivos para a microestrutura resultante da decomposição da austenita. O tamanho apropriado de inclusões para a nucleação de ferrita acicular é na faixa de 0,2µm a 3,0µm, de acordo com KOU (2003) e LAITINEN (2006); e segundo os estudos realizados por TRINDADE et al. (2006), as inclusões devem ter diâmetro em torno de 0,3µm. Quanto à composição química, óxidos de titânio parecem formar as inclusões mais potentes para a nucleação de ferrita acicular no interior dos grãos

Figura 3.19 – Diagrama esquemático para os diferentes mecanismos que retardam a transformação bainítica para obtenção de ferrita acicular como principal constituinte: (a) efeito do tamanho de grão austenítico. (b) contorno de grão austenítico preenchido com ferrita alotriomórfica: enriquece a austenita em frente à interface α/γ em carbono, tornando a interface “envenenada”. (c) presença de inclusões eficientes para a nucleação de ferrita acicular, (Adaptação BABU, 2004).

Na Figura 3.20 apresenta-se um mecanismo proposto para o crescimento de ferrita acicular a partir de uma inclusão de Ti2O3. A difusão de átomos de Mn e B para o interior da inclusão de Ti2O3, forma regiões empobrecidas desses elementos ao redor da inclusão, promovendo a nucleação de ferrita intragranular (FI). Além disso, a precipitação de TiN reduz a energia interfacial para a nucleação de ferrita segundo YAMAMOTO et al. (1989).

Figura 3.20 – Representação esquemática da nucleação intragranular de ferrita em inclusão de Ti2O3, (Adaptação LAITINEN, 2006).

Ferrita acicular geralmente é observada como uma estrutura muito fina entrelaçada e com microfase preenchendo os espaços, conforme Figura 3.21. A forma das placas de ferrita às vezes pode não parecer ser tipo “agulha” como o termo acicular implicaria. Isso ocorre porque as diferentes morfologias de ferrita não podem crescer muito até encontrar outra placa, isso é evidenciado na Figura 3.21, na qual o grau de refinamento da ferrita acicular é dependente da natureza dos produtos de transformação formados (THEWLIS, 2004).

Figura 3.21 – Micrografias de metais de solda. a) ferrita intragranular primária de Widmanstatten em aço C-Mn. b) Ferrita intragranular primária de Widmanstatten e acicular em aço microligado ao Ti-Mo-B, (THEWLIS, 2004). a) b) Zona empobrecida em B Zona empobrecida em Mn FI – Ferrita Intragranular

e) Constituinte M-A ou microfases

Denomina-se microestrutura M-A ou microfases, as regiões de dimensões microscópicas presentes nos aços carbono (C-Mn) e baixa liga, constituídas de células de austenita estabilizada. A denominação martensita-austenita para tal microconstituinte é devido à presença de martensita nessas ilhas de austenita retida (SILVA, 2010). Durante a soldagem de aços carbono de alta resistência mecânica e baixa liga, o constituinte M-A pode se formar na região de crescimento de grão, (CG ZTA), região de crescimento de grão reaquecida intercriticamente, (IC CG ZTA), e na região intercrítica da ZTA, (IC ZTA), (LAITINEN, 2006).

O feito deletério do constituinte M-A nas propriedades mecânicas é relatado por diversos autores como TRINDADe et al. (2004), BATISTA et al. (2002), CHUNMING et al. (2006), causado pela presença de proporções excessivas do constituinte M-A, que elevam a temperatura de transição dúctil-frágil, ou abaixam os valores de energia absorvida ao impacto Charpy. De acordo com BATISTA et al. (2003), esse efeito torna-se mais evidente em juntas soldadas, onde as taxas de resfriamento a que são submetidas este material, promovem a formação de maior quantidade desse constituinte. Por outro lado, os estudos realizados por BATISTA et al. (2003), indicaram que esse efeito pode ser benéfico, desde que o constituinte M-A esteja presente em quantidade limitada e com morfologia refinada e dispersa.

O processo aceito de formação do constituinte M-A é o seguinte: no resfriamento a partir da região austenítica, forma-se a ferrita bainítica, tornando estável a austenita remanescente, devido ao seu enriquecimento em carbono provocado pelo próprio crescimento da ferrita, que é inerentemente pobre em carbono. Este enriquecimento termina a temperaturas em torno de 400-350°C, momento em que o teor de carbono da austenita remanescente atinge 0,5-0,8%. No resfriamento seguinte, no intervalo 300-350°C, parte desta austenita decompõe-se em ferrita e carbonetos. Caso o resfriamento seja rápido, como durante a soldagem, esta decomposição pode não ocorrer e, então, a austenita não decomposta transforma-se em martensita em ripas ou maclada, em temperaturas menores, e uma pequena quantidade de austenita permanecerá retida (BHADESHIA, 1993).

A quantidade de austenita retida no constituinte M-A geralmente está entre 2% a 8% em volume, podendo estar localizada tanto no interior das placas de martensita ou no interior da microfase (LAITINEN, 2006).

Quanto à morfologia, LAITINEN (2006) ressalta que o constituinte M-A é classificado em dois tipos: o alongado, com razão comprimento/largura (C/L > 3); e o massivo/poligonal, com C/L < 3, conforme Figura 3.22. O constituinte M-A alongado, com 0,2-1,0µm de largura e vários mícrons de comprimento, desenvolve-se preferencialmente entre placas de ferrita, bainita e martensita, na região de crescimento de grão reaquecida intercriticamente e nos contornos de grão austeníticos da região de crescimento de grão,

em soldagem com resfriamento rápido (∆t8/5 = 20-40s). Por outro lado, constituinte M-A

massivo, com diâmetro entre 3-5µm, forma-se preferencialmente em contornos de grão austeníticos na região de crescimento de grão reaquecida intercriticamente e entre as placas de ferrita da região de crescimento de grão, em soldagem com resfriamento lento (∆t8/5 = > 80s).

Figura 3.22 – Micrografias de ZTA ilustrando as morfologias do constituinte M-A. a) Micrografia óptica de IC CG ZTA com a presença de M-A massivo em contorno de grão austenítico prévio, (Adaptação LAITINEN, 2006). b) Micrografia por microscopia eletrônica de transmissão de CG ZTA indicando a presença de constituinte M-A alongado entre placas de ferrita bainítica, (Adaptação LAN et al., 2012).

LAITINEN (2006) ressalta que a formação do constituinte M-A está, também, diretamente ligada à composição química do metal de solda, sendo nitrogênio, boro e

carbono os principais elementos que promovem a sua formação, seguido pelos formadores de carbonetos, como nióbio, vanádio, molibdênio e cromo.