Reversão da martensita

O interesse da pesquisa pela reversão está associado às mudanças que esta transformação de fase pode acarretar as propriedades mecânicas dos aços maraging, após tempos prolongados de tratamento térmico de envelhecimento, também conhecida como superenvelhecimento (RAO, 2006).

A taxa em que esta reação de reversão ocorre é fortemente dependente da composição da liga de aço maraging (RAO, 2006). Peters (1968) estudou a influência do níquel, do cobalto, do molibdênio e do titânio na reversão da martensita em ligas binárias Fe-Ni, bem como em ligas ternárias baseadas na liga Fe-18Ni, conforme mostrado na figura 17.

Figura 17: Fração volumétrica da austenita formada durante tratamentos térmicos em 480 °C para: (a) diversas ligas Fe-Ni, (b) diversas ligas Fe-18Ni contendo diferentes teores de cobalto, (c) diversas ligas Fe-18Ni contendo diferentes teores de molibdênio e (d) diversas ligas Fe-18Ni contendo diferentes teores de molibdênio (PETERS, 1968).

Estudos realizados por Peters (1968) mostraram que as adições de níquel, de cobalto, de molibdênio e de titânio influenciam de forma significativa a cinética de reversão da martensita. Na figura 17a, pode-se observar que o aumento do teor de níquel acelera a cinética de reversão, enquanto adições de 24% de cobalto aceleram a reversão e adições de 8% desse elemento retardam ligeiramente a formação de austenita (figura 17b). Se de um lado, o aumento do teor de molibdênio incrementa a fração volumétrica de austenita revertida como função do tempo (figura 17c), por outro lado, adições de 1,4% de titânio diminuem consideravelmente a formação dessa fase (figura 17d) (PETERS, 1968).

Tendo como base a composição do aço maraging 350, Ahmed et al. (1994a) também analisaram a influência da variação de níquel entre 18% e 24 %, bem como da variação de molibdênio na faixa de 3,5% a 7,5%. Desses estudos, esses autores

também concluíram que o níquel e molibdênio atuam como fortes estabilizadores da austenita.

A reversão da austenita nos aços maraging é comumente atribuída ao enriquecimento de níquel da matriz cúbica de corpo centrado. Esse enriquecimento geralmente está associado à dissolução de precipitados do tipo Ni3X (X = Mo,Ti) e à formação de compostos intermetálicos Fe-Mo durante o superenvelhecimento (Fe7Mo6 ou Fe2Mo) (DECKER; FLOREEN, 1988; VISWANATHAN, DEY, ASUNDI, 1993a; LI, YIN, 1995b; VISWANATHAN, DEY, SETHUMANDHAVAN, 2005). Diversos pesquisadores observaram que a formação da austenita e dos precipitados Fe2Mo ocorre aproximadamente ao mesmo tempo e sugeriram que o níquel proveniente da dissolução do Ni3(Mo,Ti) seria usado para formar a austenita revertida e o molibdênio, usado para formar Fe2Mo (LI, YIN, 1995; VISWANATHAN, DEY, SETHUMANDHAVAN, 2005; FAROOQUE, AYUB, UL HAQ, KHAN, 1998). Contudo, Moshka e coautores (2015) mostraram que o precipitado Ni3Mo é mais instável termodinamicamente que o precipitado Ni3Ti. Dessa forma, é mais provável que a dissolução do precipitado Ni3Mo dê origem à austenita revertida e aos precipitados Fe-Mo simultaneamente.

Além da presença de precipitados grossos com tempos prolongados de envelhecimento ou temperatura mais alta, a austenita revertida pode apresentar mudanças de morfologia com o aumento da temperatura e do tempo de superenvelhecimento (LI, YIN, 1995; VISWANATHAN, DEY, SETHUMANDHAVAN, 2005; FAROOQUE, AYUB, UL HAQ, KHAN, 1998).

Uma delas é a austenita inter-ripas que nucleia nos contornos das ripas da martensita, conforme mostrado na figura 18. Enquanto o outro tipo de austenita, conhecida como austenita revertida intra-ripas, cresce dentro das ripas da martensita na forma de placas de Widmanstätten com maclas, como mostra a figura 19 (LI, YIN, 1995; VISWANATHAN, DEY, SETHUMANDHAVAN, 2005;FAROOQUE, AYUB, UL HAQ, KHAN, 1998; ATSMON, ROSEN, 1981).

Figura 18: Micrografia da austenita formada entre as ripas da martensita para uma amostra de aço maraging 350 tratada a 640 °C por 2 horas: (a) imagem em campo claro, (b) imagem em campo escuro (VISWANATHAN, DEY, SETHUMANDHAVAN, 2005).

Figura 19: Morfologias da austenita formada em uma amostra de aço maraging 350 tratada a 640 °C por 8 horas: (a) austenita de Widmanstätten (b) austenita recristalizada e (c) austenita globular (VISWANATHAN, DEY, SETHUMANDHAVAN, 2005).

Na figura 19 pode-se observar que diversas morfologias de austenita estão presentes em uma amostra de aço maraging 350, envelhecida a 640 °C por 8 horas. A figura 19a mostra placas de austenita de Widmanstätten. Enquanto a figura 19b apresenta a austenita recristalizada formada no interior das ripas de martensita, cuja formação nessa temperatura é esperada devido à temperatura de recristalização ser aproximadamente 630 °C nos aços maraging, usando dados da temperatura de fusão de 1530 °C (INCO,1979)3. A figura 19c apresenta a austenita com morfologia globular (LI, YIN, 1995; VISWANATHAN, DEY, SETHUMANDHAVAN, 2005).

Li e Yin (1995b) observaram também que a austenita localizada entre as ripas da martensita forma-se em temperaturas mais baixas ou tempos menores de envelhecimento, para uma mesma temperatura, em comparação à austenita

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A temperatura de recristalização pode ser estimada por meio da relação com a temperatura homóloga igual 0,5 (PADILHA; SICILIANO Jr, 2007):

formada dentro das ripas, o que também é mostrado nas figuras 18 e 19a. Outra consequência do aumento da temperatura de superenvelhecimento é a diminuição do teor de níquel necessário para formar os dois tipos de austenita, devido à natureza difusional desta reação (LI, YIN, 1995; VISWANATHAN, DEY, SETHUMANDHAVAN, 2005).

A reversão da martensita também pode envolver um movimento de cisalhamento em altas temperaturas. Li e Yin (1995) observaram que a austenita na forma de ripas e placas possuíam maclas após tratamento térmico a 640 °C, indicando que esta reação pode ser dominada por cisalhamento, mas ocorre por um anterior ou simultâneo processo de difusão controlada.

Não há um consenso acerca das relações de orientações entre a martensita e a austenita revertida nos aços maraging. Se de um lado, Li e Yin (1995) observaram apenas a relação de orientação de Kurdjumov-Sachs (K-S), tanto na austenita na forma de ripas quanto na austenita na forma de placas (austenita do tipo Widmanstätten), ou seja, relações do tipo {111} // {011}α’ e [110] // [111]α’. Por outro lado, trabalhos publicados tanto por Farooque e coautores (1998) quanto por Astmon e Rosen (1981) sugeriram que as relações de orientação entre a martensita e a austenita revertida podem ser dos tipos Kurdjumov-Sachs (K-S) e Nishyama- Wassermann (N-W) (relações de orientação {011}α’//{111} e [100]α’//[110] ). Astmon e Rosen (1981) propuseram que o crescimento da austenita, na forma de placas formadas no interior das ripas de martensita, obedece a essas relações de orientação simultaneamente, conforme pode ser visto na figura 20 (ATSMON, ROSEN, 1981).

Figura 20: Crescimento da austenita revertida em placas dentro das ripas de martensita (ATSMON, ROSEN, 1981).

No próximo item são discutidos os principais aspectos relativos ao estudo da cinética de transformações de fase em aços maraging.