EDERSON DE SOUZA
CINÉTICA E MORFOLOGIA DAS TRANSFORMAÇÕES DE FASE EM
AÇOS TRIP CONTENDO TEORES VARIÁVEIS DE Si E Mn
Joinville 2009
Dissertação apresentada ao Instituto Superior Tupy para a obtenção do Título de Mestre em Engenharia Mecânica.
EDERSON DE SOUZA
CINÉTICA E MORFOLOGIA DAS TRANSFORMAÇÕES DE FASE EM
AÇOS TRIP CONTENDO TEORES VARIÁVEIS DE Si E Mn
Joinville 2009
Dissertação apresentada ao Instituto Superior Tupy para a obtenção do Título de Mestre em Engenharia Mecânica.
Área de Concentração: Metalurgia física. Orientador: Prof. Dr. Modesto Hurtado Ferrer
“Sem sonhos, as perdas se
tornam insuportáveis, as
pedras do caminho se
tornam montanhas, os
fracassos se transformam
em golpes fatais. Mas, se
você tiver grandes
sonhos..., seus erros
produzirão coragem. Por
isso, meu ardente desejo
é que você, nunca desista
dos seus sonhos”.
(Augusto Cury, 2004)
À Deus pelo dom da vida, aos meus
pais Amilton e Valtrudes e a
Cristiane pelo apoio e incentivo.
AGRADECIMENTOS
Gostaria de prestar minha homenagem a diversas pessoas, sem as quais este trabalho não poderia ser concluído:
À Deus pelo dom da vida.
Ao meu orientador e amigo, Prof. Dr. Modesto Hurtado Ferrer, pelo constante incentivo, sempre indicando a direção a ser tomada através de seu espírito crítico nos momentos de maior dificuldade, interlocutor interessado em participar de minhas inquietações, co-autor em vários trechos. Agradeço, principalmente, pela confiança depositada, no meu trabalho de dissertação. Não saberia agradecer, senão oferecendo-lhe essas linhas.
Ao Professor Dr. Marcio Ferreira Hupalo, que em suas aulas, nos permitiu espaços para discussão de algumas questões relevantes e importantes em relação à caracterização de materiais aqui desenvolvidas.
Ao Professor Dr. Adriano Fagali de Souza, Coordenador do Curso de Mestrado em Engenharia Mecânica, pelo apoio recebido.
A SOCIESC, por abrir o espaço para a realização do Mestrado assim como os tratamentos térmicos, dos ensaios e análises envolvidas nesta dissertação.
A empresa ARCELORMITTAL VEGA, situada na cidade de São Francisco do Sul – SC por disponibilizar o microscópio eletrônica de varredura.
A Escola Politécnica da Universidade de São Paulo pela realização dos ensaios dilatométricos, assim como a disponibilidade do microscópio eletrônica de varredura e espectrometria de Raios X, usando microsondas EDS e WDS para microanálises químicas de manganês, silício e carbono.
Ao Instituto de Pesquisas Energéticas e Nucleares (IPEN), em São Paulo pelas análises de Difração de raios X.
A Universidade do Estado de Santa Catarina – UDESC, pelas análises de Difração de raios X, com intuito de auxiliar algumas análises complementares.
A secretaria de pós-graduação stricto sensu da SOCIESC, pela dedicação e atenção no atendimento.
Ao Professor Dr. João Batista Rodrigues Neto, por ter sido e por ser, antes de tudo, amigo e incentivador.
Aos Professores Doutores do departamento de Engenharia Mecânica da UFSC, que partilharam comigo idéias iniciais sobre o programa de Mestrado e assim pude nuclear a paixão pela pesquisa.
A Termotêmpera Industrial LTDA, pelo apoio recebido e disponibilizado tempo para que eu pudesse realizar o Mestrado.
A todos os professores, funcionários e alunos do Mestrado em Engenharia Mecânica, e todos aqueles que, direta ou indiretamente, contribuíram para a realização desta dissertação, dando-me força e incentivo.
SUMÁRIO
Pagina LISTA DE TABELAS
LISTA DE FIGURAS
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS LISTA DE SÍMBOLOS RESUMO ABSTRACT 1 – INTRODUÇÃO 1 1.1- Objetivo Geral 4 1.2- Objetivos Específicos 4 2 – REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 5
2.1 – ASPECTOS GERAIS SOBRE OS AÇOS TRIP DE BAIXA LIGA 5
2.1.1 – Definição de aço TRIP 5
2.1.2 – Conceitos de Liga em aços TRIP 6
2.1.3 – Processamento 8
2.2 – TRANSFORMAÇÕES DE FASE EM AÇOS TRIP DE BAIXA LIGA 11 2.2.1 - Mecanismos Atômicos Associados à Transformação de fase
γ →αpró-eutetoide
11
2.2.2 - Mecanismos Atômicos Associados à Transformação:
γ intercrítica→αbainítica
16
2.3 – MORFOLOGIAS DOS PRODUTOS DE TRANSFORMAÇÃO DA AUSTENITA EM AÇOS DE ALTA RESISTÊNCIA E BAIXA LIGA
20
2.3.1 - Morfologia dos microconstituintes bainíticos da decomposição isotérmica da austenita em aços de baixa liga.
3 – MATÉRIAS E PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL 28 3.1 – Materiais
28
3.2 – Procedimento Experimental 29
3.2.1 – Ensaios dilatométricos 29
3.2.2 – Ensaios de tratamento isotermico em forno industrial 32
3.3. Técnicas de caracterização microestrutural. 34
4 – RESULTADOS E DISCUSSÃO 37
4.1 – Estudo da Cinética da Transformação de Fase γ→αintercrítica 37 4.2 – Redistribuição de elementos substitucionais e intersticiais na interface
α/γ 39
44.3 – Verificação experimental dos cálculos cinéticos da transformação intercrítica.
44
4.4 – Estudo da Cinética da Transformação de Fase γintercrítica→αbainítica 46 4.5 – Caracterização morfológica das transformações de fase durante o
tratamento isotérmico.
49
4.5.1 – Medidas da fração volumétrica dos produtos das transformações de fase
53 4.6 – Relação entre a temperatura e o tempo do tratamento isotérmico com a
morfologia da transformação de fase
54
5. CONCLUSÃO 59
LISTA DE TABELAS
Pagina Tabela 1. Composições químicas de aços TRIP de baixa liga (% em peso). 6 Tabela 2. Simbologia e nomenclatura dos diferentes produtos ferríticos de
decomposição da austenita (Krauss et al. 1995).
25
Tabela 3. Morfologia da Bainita na transformação isotérmica em aços de baixa liga e alta resistência, Ohmori et al. (1990).
27
Tabela 4. Composição química do aço estudado, %p. 28
Tabela 5. Especificação dos parâmetros do tratamento intercrítico e identificação dos corpos de prova para cada material.
32
Tabela 6. Especificação dos parâmetros do tratamento isotérmico no campo bainítico e identificação dos corpos de prova para cada material.
34
Tabela 7. Fração de austenita transformada em ferrita pró-eutetóide durante o tratamento intercrítico e coeficientes de ajuste (b e n) da equação de Avrami.
38
Tabela 8. Fração de austenita transformada em ferrita pró-eutetóide durante o tratamento intercrítico obtida por metalografia quantitativa.
45
Tabela 9. Cinética da transformação bainítica no intervalo da estáse da reação para os aços T-E e T-H.
48
Tabela 10. Fração transformada de austenita intercrítica em função da temperatura e do tempo de tratamento isotérmico para os aços T-E e T-H.
48
Tabela 11. Fração volumétrica dos produtos das transformações de fase determinada por metalografia quantitativa e por difração de raios X, (%).
53
Tabela 12. Concentração de carbono na austenita retida e temperatura de início de reação martensítica calculados por equações empíricas.
LISTA DE FIGURAS
Pagina Figura 1. Esquemas de resfriamento controlado para aços Dual Phase e
TRIP, propostos por Bleck (2002).
9
Figura 2. Esquema do recozimento intercrítico aplicável a aços TRIP laminados a frio, Ferrer (2003) apud Bleck (2002).
10
Figura 3. Condição termodinâmica para a ocorrência de equilíbrio local na interface α/γ, (Rios & Padilha (2007) apud Porter (1992).
14
Figura 4. Perfis de concentração de carbono entre as fases α e γ em diferentes condições de recozimento intercrítico, (a) a 700°C, (b) 750°C, (Ferrer, 2003).
15
Figura 5. Representação da cinética global da transformação bainítica na presença do fenômeno de estáse, (Reynolds, 1990).
17
Figura 6. Esquema para a classificação morfológica dos produtos bainítico do resfriamento contínuo (Bramfitt, 1990).
23
Figura 7. Diferentes morfologias de bainita da decomposição isotérmica de austenita, definidas por Reynolds em 1991, (Reynolds et al. 1991).
26
Figura 8. Esquema da precipitação de carbonetos na interface ferrita/austenita na bainita inferior, Ohmori (1990).
27
Figura 9. Dimensões do corpo de prova para ensaios de dilatometria, mm. 29
Figura 10. (a) Representação esquemática representando os ciclos de tratamento isotérmico no campo intercrítico. (b) e (c) Sobreposição do ciclo de tratamento isotérmico nos diagramas de resfriamento contínuo dos aços TD e TE, respectivamente.
31
Figura 11. Representação esquemática do tratamento com estágio isotérmico variando a temperatura e o tempo de reação bainítica.
33
Figura 12. (a) Curvas que representam a fração transformada de austenita em ferrita pró-eutetóide durante a transformação intercrítica a 700 e 750°C nos aços T-D e T-E por tempo de 900s. (b) Curvas cinéticas do aço T-E tratado a 700, 720 e 750°C.
Figura 13. MEV representando as linhas para as medidas da concentração de Mn e Si na interface α/γ. Ferrita pró-eutetóide precipitada em contorno de grão e martensita após tratamento intercrítico a 750°C por 900s.
39
Figura 14. Padrões de difração de elétrons obtidos por EDS nas amostras do aço T-E, tratado por 900s. (a) à temperatura de 700°C, (b) à temperatura de 750°C.
40
Figura 15. Perfis de Mn obtidos a partir das medidas por EDS em amostras dos aços T-D e T-E submetidas a tratamento intercrítico a: (a) 700°C por 180s, (b) 750°C por 300s, (c) 750°C por 900s.
41
Figura 16. Perfis de Si obtidos a partir das medidas por EDS em amostras dos aços T-D e T-E submetidas a tratamento intercrítico a: (a) 700°C por 180s, (b) 750°C por 300s, (c) 750°C por 900s.
42
Figura 17. Perfis de C obtidos a partir das medidas por WDS em amostras do aço T-E submetidas a tratamento intercrítico por tempos de 180, 300 e 900s a: (a) 700°C, (b) 750°C.
43
Figura 18. Microscopia óptica mostrando a evolução da fração de ferrita pró-eutetóide do aço T-E, tratado a 720°C, em função do tempo de recozimento intercrítico. (a) tIN de 30s, (α = 25%) , (b) tIN de 60s, (α = 38%), (c) tIN de 120s, (α=43,5%), (d) tIN de 150s, (α= 46%).
45
Figura 19. Frações de fases em equilíbrio em função da temperatura, correspondentes ao aço T-E, calculados por termodinâmica computacional, (Ferrer, 2003).
46
Figura 20. Curvas que representam a fração transformada de γintercrítica durante transformação isotérmica a 380 e 420°C nos aços T-E e T-H por tempo de 740s.
47
Figura 21. Microestrutura característica do aço T-H sob diferentes condições de tratamento isotérmico. (a) morfologia após tratamento a 420°C por 180s, (b) prováveis morfologias da austenita retida (tratamento a 420°C por 300s), (c, d) aspecto da ferrita bainítica entremeada de filmes de austenita retida (tratamento a 380°C por 240s), (e) pacotes de martensita (tratamento a 380°C por 60s). (f) Microestrutura característica do aço T-E mostrando pacotes de ferrita bainítica entremeada com filmes e partículas de cementita, assim como a presença de austenita retida e ferrita poligonal (tratamento a 420°C por 300s. Reagente: Le Pêra.
Figura 22. MEV mostrando as morfologias características do aço T-H e TE sob diferentes condições de tratamento isotérmico. (a,c) T-H / 420°C por 60s, (b,d) T-E / 420°C por 60s, (e) composição de imagens detalhando os arranjos de partículas do constituinte MA no aço T-H T-H / 420°C por 60s. Reagente: Nital 2%.
51
Figura 23. Difractogramas mostrando a presença de austenita retida em amostras do T-H sob diferentes condições de tratamento isotérmico. (a) 420°C por 60s, (b) 420°C por 300s), (c) 380°C por 60s, (d) 380°C por 300s.
52
Figura 24. Variação da fração volumétrica dos constituintes em função do tempo de reação bainítica para o aço T-E, tratado a 480°C (a) e a 380°C (b).
55
Figura 25. Variação da fração volumétrica dos constituintes em função do tempo de reação bainítica para o aço T-H, tratado a 480°C (a) e a 380°C (b).
56
Figura 26. Efeito do tempo da reação bainítica na concentração de carbono na austenita retida para os aços T-E e T-H, tratados isotermicamente a 380 e a 420°C.
57
Figura 27. Efeito da concentração de carbono da austenita retida na temperatura de início da reação martensítica nos aços T-E e T-H, tratados isotermicamente por tempos variáveis na temperatura de 380 e 420°C, calculado pela Equação 4.
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
ASTM - American Society for Testing and Materials ULSAB – Ultra light steel auto body.
HSS – Aços de alta resistência. BH – Bake- Hardening.
HSLA – Aços de alta resistência e baixa liga.
ULSAB-AVC – Ultra light steel auto body - advanced vehicle concepts. AHSS – Aços de última geração de alta resistência.
DH – Aços dual phase.
TRIP – Aços com plasticidade induzida por transformação. CP – Aços complex phase.
MART – Aços martensíticos.
ARBL aços de baixa liga e alta resistência CSN – Companhia siderúrgica nacional. WDS – Wave-length dispersive spectrometry EDS – Energy dispersive spectrometry
ISIJ – The iron and steel institute of Japan. MEV – Microscopia eletrônica de varredura. MO – Microscopia óptica.
MET – Microscopia eletrônica de transmissão ROC - Relações de orientação cristalográfica
LISTA DE SÍMBOLOS
Ms - temperatura de início de transformação martensítica
α – Ferrita.
γ – Austenita.
AR3 – Temperatura de início da transformação de fase de austenita para ferrita durante o resfriamento.
AR1 – Temperatura final da transformação de fase de austenita para ferrita durante o resfriamento.
MA – Constituinte martensita-austenita.
αp - Ferrita poligonal equiaxial
αw
-
Ferrita de Widmanstätten αq – Ferrita quasi-poligonal. αo b - Ferrita “blocky α´ m - Ferrita “blocky γr - Austenita retida α´M – Martensita αTM - Martensita auto-revenida B – Bainita. Bu – Bainita superior. Bi – Bainita inferior. P´ – Perlita degenerada. P – Perlita. αb – Ferrita bainítica. θ − Partículas de cementita Fe3C - cementita.BI - Feixes de ripas de ferrita sem carboneto, com filmes de austenita entre as ripas, BII - Feixes de ripas de ferrita com carbonetos entre as ripas
BIII - Feixes de ripas de ferrita contendo carbonetos no interior das ripas. TIn – temperatura de tratamento intercrítico,
RESUMO
Estudou-se a cinética das transformações de fase em dois aços de ultra-alta resistência e de baixa liga, assistidos pelo efeito TRIP-transformação induzida por plasticidade, contendo teores variáveis de Si e Mn, através de ensaios dilatométricos e de caracterização morfológica dos produtos das transformações. Foram simulados dois ciclos de tratamento térmico, o primeiro deles consistindo em um recozimento no campo intercrítico (α + γ), em temperaturas e tempos variáveis, de modo a caracterizar os modelos atômicos da cinética de precipitação da ferrita pró-eutetoide, com o auxilio das técnicas de caracterização microestrutural e de microanálises química utilizando EDS e WDS. O segundo ciclo consistiu em um tratamento no campo bainítico, em temperaturas e tempos variáveis, visando o estudo da cinética e caracterização da morfologia da transformação bainítica, nos aços contendo teores variáveis de Si, através de microscopia óptica, microscopia eletrônica de varredura e de difração de raios X.
Os perfis de redistribuição de soluto intersticial permitiram confirmar a partição de carbono na interface α/γ, durante a precipitação da ferrita alotriomórfica, assumindo-se que a difusão do carbono na austenita contribui significativamente para a taxa de crescimento da ferrita, na medida em que aumenta a temperatura foi possível verificar ganhos de carbono no sentido do interior dos grãos austeníticos. Alem disso, de acordo com os resultados experimentais utilizando WDS, o modelo de crescimento que melhor se ajusta é o equilíbrio com partição de carbono, independente da temperatura em que ocorra a transformação. Para tempos maiores, a elevadas temperaturas, os resultados com EDS indicaram que o crescimento de ferrita alotriomórfica passa a ser controlado pelos mecanismos atômico que garantem a difusão do Mn e do C.
Foi constatado experimentalmente que existe um intervalo de tempo onde ocorre o fenômeno de estáse da reação bainítica, durante o tratamento isotérmico, independentemente da composição química do material e da temperatura da transformação. Também, verificou-se que quando o tratamento isotérmico conclui no intervalo em que ocorre a estáse de reação, obtêm-se as melhores combinações de constituintes microestruturais e a maior fração de austenita retida. Nesse sentido, observou-se que o aço T-H, oferece vantagens em relação ao aço T-E, visto que
apresenta um campo de austenita retida totalmente expandido no intervalo do tempo da reação, sem a presença de cementita e de constituinte MA. Finalmente, foi possível comprovar que no intervalo em que ocorre o fenômeno da estáse a austenita intercrítica enriquecia de carbono torna-se mais estável, possibilitando a diminuição da temperatura de início da transformação matensítica, o que contribui para a existência da austenita retida em baixas temperaturas.
ABSTRACT
In this work the kinetics of phase transformations was studied for two TRIP-aided (Transformation-Induced Plasticity) low-alloy ultra-high-strength steels, with different contents of Si and Mn, through dilatometric tests and morphological characterization of the transformation products. Two heat treatment cycles were simulated, the first one consisting of an annealing in the intercritical field (
α + γ
), atvarious times and temperatures, in order to characterize the atomic models from the kinetics of pro-eutectoid ferrite precipitation, with the aid of techniques for microstructural characterization and chemical microanalysis, such as EDS and WDS. The second cycle consisted of a heat treatment in the bainitic field, at various temperatures and times, in order to study the kinetics and characterization of the bainitic transformation morphology in steels containing different contents of Si, using optical microscopy, scanning electron microscopy and X-ray diffraction.
The profiles of interstitial solute redistribution allowed us to confirm the occurrence of carbon partition in the
α/γ
interface, during the precipitation of the allotriomorphic ferrite, assuming that the diffusion of carbon in the austenite contributes significantly to the growth rate of ferrite; inasmuch as the temperature increases, we observed gains of carbon towards the core of the austenite grain. Moreover, according to the experimental results obtained through WDS, the growth model that best fits is the equilibrium with carbon partitioning, regardless of the temperature at which the transformation occurs. For longer times at high temperatures, the EDS results indicated that the growth of the allotriomorphic ferrite is then controlled by the atomic mechanisms that ensure the diffusion of Mn and C.It was found experimentally that there is an interval of time during the isothermal treatment in which the stasis phenomenon of the bainitic reaction occurs, regardless of chemical composition and temperature of transformation. Also, it was found that when the isothermal treatment is concluded at the interval in which the reaction stasis occurs, we obtain the best combinations of microstructural constituents and the largest fraction of retained austenite. Thus, it was observed that the T-H steel offers advantages over the T-E steel, since it exhibits a retained austenite field fully
expanded in the range of the reaction time, without the presence of cementite and MA constituent. Finally, it was possible to prove that in the interval in which the stasis phenomenon occurs, the carbon-enriched intercritical austenite becomes more stable, allowing the decrease of the martensite start temperature, which contributes to the existence of retained austenite in low temperatures.
1. INTRODUÇÃO
A redução de peso veicular tem sido o propósito dos desenvolvimentos recentes na indústria automobilística com a finalidade de reduzir o consumo de combustível e assim favorecer a redução da emissão de gases poluentes que contribuem para o chamado efeito estufa (Giralt, 1999).
Por esse motivo, nas últimas décadas vem ocorrendo a aplicação progressiva dos conceitos de metalurgia física e de transformações de fase na concepção e processamento de ligas metálicas, justamente no sentido de melhorá-las e de garantir seu privilegiado posicionamento como materiais de engenharia, particularmente na indústria automobilística, cuja enorme escala é garantia de alta lucratividade.
A questão do desenvolvimento de novas ligas para uso da indústria automotiva é tão importante que nos últimos 20 anos vários projetos estão em andamento, envolvendo a comunidade científica e grandes fabricantes de aço no mundo. Destaque pode ser dado ao projeto intitulado Ultra Light Steel Auto Body–ULSAB sob a liderança da Porsche Engineering, que conta com a parceria de 35 companhias siderúrgicas de 18 países. Um dos benefícios oriundos dessa grande iniciativa foi a introdução dos aços de alta resistência – HSS nas estruturas dos automóveis, destacando-se entre esses os aços
Bake-Hardening - BH e os High Strenght Low Alloyds Steels – HSLA conhecidos como
aços microligados. Esse projeto, finalizado em 1998, foi avaliado satisfatoriamente em relação aos objetivos almejados, principalmente, no que se refere à segurança e redução no consumo de combustível Gorni, A. A. (2008) apud Andrade, et. al. (2002).
Na continuação do projeto ULSAB, o novo programa ULSAB-AVC (Advanced
Vehicle Concepts) propõe a aplicação de novos tipos de aços HSLA, os chamados “aços
de última geração de alta resistência”- AHSS (Advanced High Strenght Steels) entre os quais se encontram: os aços Dual Phase – DH, Aços de Plasticidade Induzida por
Deformação - TRIP, Complex Phase - CP, e os aços Martensíticos – MART. Os aços AHSS são materiais multifásicos que podem conter uma microestrutura multiconstituída
por ferrita, martensita, bainita, e/ou austenita retida, em função dos elementos de liga e do processamento utilizado Gorni, A. A. (2008) apud Andrade, et. al. (2002).
Entre os Aços Avançados de Alta Resistência os aços TRIP oferecem uma relação atraente entre resistência e ductilidade, devido à sua microestrutura complexa,
que associa ferrita pró-eutetóide, bainita e frações significativas de austenita retida, gerada ao final de um esquema de tratamento térmico específico, Abdalla, et. al. (2006). A exploração do efeito TRIP como um mecanismo particular de deformação constitui um aspecto chave do processamento destes materiais. O efeito TRIP resulta da transformação da martensita induzida por deformação a partir da austenita metaestável. Esta transformação constitui um mecanismo de endurecimento por deformação que evita a ocorrência de deformações localizadas, aumentando dessa forma o alongamento uniforme e a taxa de encruamento. Simultaneamente tais efeitos resultam em uma maior absorção de energia no ensaio de impacto.
O grande diferencial desta nova categoria de materiais avançados é dado pelas rigorosas condições de processamento termomecânico que normalmente são adotadas pelas grandes siderúrgicas. Sabe-se que o controle microestrutural, durante as etapas de processamento termomecânico, garante uma combinação conveniente de constituintes que tornam possíveis as mais diversas combinações de propriedades mecânicas e, conseqüentemente, as suas aplicações na indústria.
Durante o processamento termomecânico, de laminação controlada, os aços
TRIP requerem taxas de resfriamento muito baixas na saída da última cadeira de
laminação, de modo a se obter entre 50% e 60% de ferrita pró-eutetóide. Entretanto, é necessário que o bobinamento seja realizado na faixa de temperaturas da formação de bainita (ao redor de 400°C a 500°C), para se obter entre 25% a 40% de ferrita bainítica entremeada de austenita retida, ao redor de 5% a 15% (Hulka, et al., 2001); (Bleck et al., 2001).
Esses aços são utilizados em aplicações onde se exige uma alta capacidade de conformação, como, por exemplo, no painel de assoalho do automóvel. Isso é possível graças à presença de um microconstituinte bainítico que contém austenita retida metaestável (Kantoviscki, A. R, 2005
)
, (Gorni, A. A., 2008). A austenita retida nestes aços torna-se metaestável devido ao enriquecimento de carbono da austenita remanescente nas transformações ferríticas (pró-eutetóide e bainítica), uma vez que ocorre a partição de carbono na interface γ/α durante ambas as reações (Ferrer, 2003), com uma temperatura de início de transformação martensítica (MS) pouco abaixo da temperatura ambiente.O constituinte bainítico representa uma alternativa promissora, tendo em vista que esta estrutura pode aumentar a tenacidade, sem comprometer a resistência mecânica do material, ou ainda, aumentar a resistência mecânica, mantendo um bom nível de tenacidade.
Por outro lado, a austenita retida é um microconstituinte de grande importância nos aços multifásicos, sua presença é responsável pelo efeito TRIP, com adições de níquel e cromo, contribui para a melhora da ductilidade (Abdalla, et. al., 2008). A resposta da austenita às deformações tem sido examinada para uma grande variedade de aços TRIP, e resultados similares têm sido observados em cada estudo, pois a fração volumétrica da austenita retida diminui conforme a deformação aumenta.
Aços que contém altos e baixos teores de silício têm aproximadamente a mesma fração volumétrica inicial de austenita retida, que se transforma de uma maneira diferente para uma dada deformação. Este fato foi atribuído às diferenças do enriquecimento de carbono da austenita retida. A transformação em martensita ocorre devido a regiões austeníticas com quantidade de carbono mais baixa, e, partículas maiores de austenita retida transformam-se mais facilmente em martensita durante a deformação.
O aumento da estabilidade mecânica da austenita retida não está somente relacionada ao decréscimo da temperatura de formação de martensita Ms, que é uma temperatura induzida pelo enriquecimento de carbono da austenita retida. Outras fases presentes também influenciam na resistência à transformação da austenita para martensita. Nos aços a ductilidade pode ser alterada com alta quantidade de austenita retida (Streicher, et al., 2002).
A constatação destas propriedades tem incentivado inúmeros estudos de transformações de fase nestes materiais, voltados principalmente a melhorar o entendimento dos mecanismos atômicos que estão associados às mesmas, bem como a estabelecimento de relações entre estes modelos microestruturais com as propriedades mecânicas que são decorrentes dos tratamentos termomecânicos (Pereira, 2004).
Este trabalho está inserido dentro do contexto da linha de pesquisa voltada ao estudo das transformações de fase em materiais estruturais para fins automobilísticos, a qual foi iniciada por Ferrer no início do ano 2000, junto ao Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais da Escola Politécnica da Universidade de São Paulo, a qual
contou com o apoio da Companhia Siderúrgica Nacional, e retomada junto ao Departamento de Pesquisa e Extensão do instituto Superior Tupy em 2007.
Até o momento, estudou-se o comportamento cinético da formação de ferrita pró-eutetoide, com o auxilio de Termodinâmica Computacional, nas temperaturas de 700° e 750°C, por tempos de 180s, 300s e 900s, e verificou-se com ajuda de dilatometria de têmpera o mesmo comportamento microestrutural a 700°C por 180s, em apenas o aço de composição TE (0,2%pC-1,5%pMn-1,5%pSi).
Com a realização deste trabalho pretende-se ampliar o intervalo de tempo durante o recozimento intercrítico às temperaturas de 700°C, 720°C e 750°C, envolvendo duas ligas de aços TRIP contendo teores variáveis de Si e de Mn as quais foram previamente projetadas e desenvolvidas por Ferrer em 2003. Por outro lado, neste trabalho amplia-se a faixa de temperatura e o intervalo de tempo do tratamento isotérmico, visando o estudo da cinética da transformação bainítica, envolvendo aços com teores variáveis de silício, em relação à proposta apresentada por Ferrer em 2003 (Ferrer, 2003).
Contudo, espera-se contribuir para melhorar o entendimento dos mecanismos das transformações de fase em aços com microestrutura multiconstituida assistidos pelo efeito TRIP, a partir de uma amostragem maior das condições do tratamento térmico, para tanto se traçam os objetivos relacionados a seguir.
1.1. Objtetivo Geral
− Estudar a cinética e caracterizar a morfologia das transformações de fase em aço TRIP contendo teores variáveis de Si e Mn
1.2. Objetivos Específicos
− Estudar a cinética da precipitação de ferrita pró-eutetoide, em aços TRIP contendo teores variáveis de Mn, através de ensaios dilatométricos variando a temperatura e o tempo de recozimento intercrítico;
− Estudar os mecanismos atômicos durante o crescimento alotriomórfico de ferrita pró-eutetoide, mediante microanálises química com EDS e WDS;
− Estudar a cinética e caracterizar a morfologia da transformação bainítica, em aços TRIP contendo teores variáveis de Si, através de ensaios dilatométricos variando a temperatura e o tempo de tratamento isotérmico;
− Avaliar o efeito dos parâmetros do tratamento isotérmico na fração volumétrica de austenita retida em aços TRIP contendo teores variáveis de Si.
2 – REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 – ASPECTOS GERAIS SOBRE OS AÇOS TRIP DE BAIXA LIGA
2.1.1 – Definição de aço TRIP
As primeiras observações do efeito TRIP, conhecido como plasticidade induzida por deformação, foram registradas em 1937. Günther Wassermann, no instituto Kaiser-Wilhelm für Metallforschung em Berlim, percebeu um expressivo aumento do alongamento em ligas Fe-Ni, contendo um teor de Níquel de 50% em massa. Isso associou-se à transformação de fase (Wassermann, 1937), (Massari, 2008).
Zackay et al. (1967) constataram que essa transformação tratava-se da decomposição da austenita para martensita, durante a deformação, o que favorecia o aumento da ductilidade em aços austeníticos de alta resistência, chamando a este efeito de “Plasticidade Induzida por Transformação” (TRIP). As primeiras observações de austenita retida na microestrutura de um Aço de Alta Resistência e Baixa Liga (ARBL), especificamente um aço da família Dual Phase ferrítico-martensítico, foram reportadas por Matsumura et al., 1987 apud Furukawa et al., (1979).
Anos mais tarde foram obtidas abundantes quantidades de austenita retida em aços contendo ao redor de 2% de silício, através de um tratamento que consiste em duas etapas em temperaturas diferentes, promovendo na segunda etapa a reação bainítica Matsumura et al., (1987) apud Tomita et al., (1984). De acordo com Matsumura et al. (1987), para serem obtidos elevados valores de alongamento em aços ARBL é necessário o incremento da fração volumétrica de austenita retida, bem como da sua estabilidade.
Desde o início da década de 90 até o presente, várias pesquisas (Sugimoto et al., 1992), (Hanzaki et al., 1995), (Sugimoto et al., 1995), (Hanzaki et al., 1997), (Giralt et al., 1999), (Bleck, 2002), (Ferrer, 2003), (Massari, 2008) verificaram o efeito TRIP a partir da metaestabilidade da austenita retida em aços multifásicos de baixa liga contendo concentrações mais altas de Si e Mn (entre 1,0 e 2,5 %). Na maioria desses trabalhos a denominação mais freqüentemente utilizada foi: “Aço TRIP” ou “Aços Assistidos pelo Efeito TRIP” – (TRIP–assisted steels).
2.1.2 – Conceitos de Liga em aços TRIP
Os elementos de liga desempenham um importante papel na estabilidade termodinâmica e na cinética das transformações de fase. Eles promovem ou retardam estas transformações, atuando sobre seus pontos críticos de início e fim. Foi mostrado recentemente, por Van der Zwaag (2002) e por Enomoto (2002), em uma discussão baseada nos mecanismos atômicos que governam a reação bainítica em aços TRIP, que a maioria dos elementos de liga substitucionais, tais como Cr, Si, Mn, Mo, Al, etc., tanto formadores como não formadores de carbonetos, diminuem a temperatura de início da reação.
Além disso, o excesso de segregação local destes elementos na frente da interface α / γ é o responsável pela lenta cinética da transformação bainítica. A segregação local tem um duplo efeito na cinética global da reação bainítica: ela diminui a mobilidade da interface e diminui a difusividade do carbono. Esse efeito é conhecido como efeito duplo de arraste de soluto (Van der Zwaag, et al., 2002), (Enomoto, 2002). Os elementos de liga substitucionais são, também, os responsáveis pelo mecanismo de endurecimento por solução sólida (Massari, 2008).
Muitas vezes podem aparecer microadições de elementos de liga fortemente formadores de carbonetos e/ou nitretos, principalmente o Nb, V e Ti, responsáveis pelo refinamento de grão austenítico durante a laminação controlada, proporcionando um mecanismo de endurecimento ao material.
Em relação aos aços TRIP, numerosas composições químicas foram desenvolvidas e vêm sendo avaliadas nos últimos anos, com a finalidade de ajustar sua microestrutura e obter as combinações de propriedades mecânicas desejadas. Algumas dessas composições estão resumidas na Tabela 1.
O carbono é o principal elemento de liga pelo qual todas as transformações de fase são afetadas e através do qual a microestrutura final e as propriedades mecânicas são controladas. A concentração de carbono é o mais importante dos fatores de que depende a estabilidade da austenita, o que torna possível a presença de austenita retida na temperatura ambiente.
Por outro lado, na medida em que se aumenta o teor de carbono, melhoram as propriedades relativas à resistência mecânica, isto é limite de escoamento, limite de resistência à tração e a dureza, e pioram as propriedades relativas à ductilidade e à tenacidade, isto é o alongamento, a estricção e a resistência ao choque.
Além do carbono, outros elementos de liga como o manganês e o silício têm um papel importante no controle da cinética das transformações de fase e em particular na estabilidade da austenita (Sakuma et al., 1991), (Massari, 2008). Ambos os elementos aumentam a resistência do material através do endurecimento por solução sólida.
O manganês é um elemento estabilizador de austenita que diminui a temperatura de início de transformação de fase de austenita para ferrita durante o resfriamento. Além disso, aumenta a solubilidade do carbono na austenita o que torna possível o enriquecimento em carbono desta fase. O Mn pode substituir o Fe na formação de precipitados do tipo (Fe,Mn)3C, que podem dar origem a partículas de austenita ricas em Mn que requerem menor concentração de carbono para se estabilizar a temperatura ambiente. Também, deve ser levado em conta o efeito inibidor do Mn na formação da ferrita durante o resfriamento, uma vez que este minimiza um possível enriquecimento de carbono desta fase (Bleck, 2002).
Entretanto, o silício repele fortemente o C em solução sólida na austenita, aumentando a difusão deste elemento na ferrita. Desse modo, sendo o silício um elemento pouco solúvel na cementita, a precipitação de carbonetos é retardada ou inibida durante a formação da bainita, favorecendo a segregação de átomos de carbono da ferrita para a austenita remanescente. Entretanto, o Si pode ser oxidado durante o recozimento, conseqüentemente, o alumínio tem sido proposto como alternativa para a substituição parcial ou completa do silício.
Além do silício, o alumínio é utilizado na obtenção de aços TRIP pelo seu papel formador de ferrita e, apesar de não ser solúvel na cementita, apresenta um efeito mais fraco na supressão da formação de carbonetos, quando comparado com o Si (Giralt et
al., 2001). Devido ao baixo potencial de endurecimento por solução sólida, o alumínio sempre é usado em combinação com conteúdos mais altos de carbono ou em combinação com fósforo. Como desvantagem do uso do alumínio, pode-se mencionar o aumento acentuado da temperatura Ms.
O fósforo é usado quando a adição de alumínio e silício tem que ser limitada. Baixas concentrações de fósforo (menores que 0,1%) são suficientes para retardar a cinética de precipitação de carbonetos de ferro e conferir um claro aumento na resistência do material. Trata-se de um elemento muito efetivo no endurecimento por solução sólida.
De acordo com Bleck, (2002), os efeitos benéficos do fósforo podem somente ser consumados junto ao silício ou ao alumínio. Se a adição de fósforo excede uma certa quantidade, o fósforo pode segregar para os contornos de grão e deteriorar a ductilidade.
2.1.3 – Processamento
Atualmente, várias rotas de processamento já foram desenvolvidas em nível de pesquisa para viabilizar a fabricação de aços TRIP, principalmente, para produzir chapas laminadas a quente, seguidas ou não de laminação a frio com recozimento contínuo e galvanização.
Bleck (2002) ressaltou os principais aspectos da estratégia do resfriamento contínuo para o desenvolvimento de aços multifásicos laminados a quente. Segundo ele, a microestrutura e as propriedades mecânicas podem ser ajustadas durante o resfriamento após laminação em que a velocidade de resfriamento é variável, e durante a etapa de bobinamento. Nesse contexto, o esquema de resfriamento proposto para a produção de tiras a quente de aços TRIP aparece representado na Figura 1, onde é comparado com o esquema estabelecido para a produção de aços Dual Phase.
Para os aços Dual Phase a taxa de resfriamento deve ser baixa o suficiente de modo a possibilitar que aproximadamente 85% da austenita transforme-se em ferrita, ocorrendo um enriquecimento de carbono da austenita remanescente. Ao mesmo tempo a taxa de resfriamento deve ser alta o suficiente para evitar a formação de perlita e bainita e garantir a formação de martensita durante o bobinamento a temperaturas baixas. Portanto, neste esquema é necessário inserir um tratamento na faixa de
temperaturas intercríticas de modo a ter-se controle da cinética de formação máxima da ferrita.
.
Figura 1. Esquemas de resfriamento controlado para aços Dual Phase e TRIP, propostos por Bleck (2002).
Para aços TRIP de baixa liga é aplicada uma taxa de resfriamento ainda mais baixa, uma vez que a formação da ferrita é atrasada devido ao efeito dos elementos de liga e às concentrações mais altas de carbono. Da mesma forma que ocorre nos aços Dual Phase, nos aços TRIP é necessário um controle na velocidade de resfriamento na mesa de acabamento do laminador de modo a obter entre 50 e 60% de ferrita pró-eutetóide. Entretanto, nos aços TRIP é necessário que o bobinamento seja realizado na faixa de temperaturas da formação de bainita (ao redor de 400 a 500°C), para obter entre 25 a 40% de bainita entremeada de 5 a 15% de austenita retida (Hulka, et al., 2001); (Bleck et al., 2001).
A austenita retida é metaestável uma vez que o enriquecimento de carbono da austenita remanescente das transformações ferríticas (pró-eutetóide e bainítica) desloca a temperatura de início de formação de martensita para temperaturas menores que a ambiente.
Entretanto, quando se trata de laminação a frio é necessário que o estado de partida dos aços TRIP apresente elevada ductilidade, dado pela presença de uma microestrutura constituída por ferrita e perlita, obtida normalmente mediante os
α αα α γγγγ γγγγ α αα α α αα α, γγγγ α αα α α αα α α αα αb γγγγr MsDP MsTRIP Aços DP Aços TRIP Ferrita Bainita Laminação de tiras a quente Resfriamento controlado
°C
procedimentos de laminação a frio (Pereloma, E. V, 2006). Essa microestrutura origina-se da aplicação de uma temperatura de bobinamento muito alta, ao redor de 700°C, segundo Bleck (2002).
Após a laminação a frio a chapa de aço é submetida a um tratamento térmico que costuma ser realizado nas linhas de recozimento contínuo ou nas linhas de galvanização por imersão a quente.
Esse tratamento térmico após à laminação a frio é constituído por duas etapas, sendo a primeira um recozimento intercrítico na faixa de temperaturas entre 780 e 880 °C, seguido de um resfriamento rápido até atingir a faixa de temperatura entre 350 e 500°C onde a maior parte da austenita intercrítica é transformada em bainita, seguido de um resfriamento ao ar, como representado no esquema da Figura 2.
Figura 2. Esquema do recozimento intercrítico aplicável a aços TRIP laminados a frio, Ferrer (2003) apud Bleck (2002).
A microestrutura depois do recozimento intercrítico contém uma porcentagem aproximadamente igual de ferrita e austenita, mas ao contrário da microestrutura dos aços TRIP laminados a quente, parte da ferrita já estava na microestrutura antes do recozimento sendo que outra parte formou-se durante o resfriamento a partir da temperatura intercrítica. De um modo geral, as frações volumétricas dos diferentes produtos de transformação, obtidas através do recozimento intercrítico (após a laminação a frio), são análogas às obtidas nos aços multifásicos laminados a quente (Pereloma, E. V, 2006). Ms Bainita Perlita Ferrita °C s γγγγ α αα α α αα α α αα αb γγγγr
2.2 – TRANSFORMAÇÕES DE FASE EM AÇOS TRIP DE BAIXA LIGA
Para facilitar o entendimento das transformações de fase que ocorrem durante o resfriamento controlado dos aços de alta resistência e baixa liga, assistidos pelo efeito
TRIP, serão apresentados a seguir os aspectos metalúrgicos associados à precipitação de
ferrita pró-eutetoide e posteriormente os relacionados com a transformação de ferrita bainítica, com o intuito de conhecer os mecanismos atômicos destas transformações de fase, através dos quais se dá a presença de uma significativa fração volumétrica de austenita retida na microestrutura destes materiais.
2.2.1 - Mecanismos Atômicos Associados à Transformação de fase γγγγ →→→→ααααpró-eutetoide
O começo da transformação no campo intercrítico γ →α ocorre pela formação de ferrita poligonal, com nucleação alotriomórfica nos contornos de grãos da austenita anterior, onde o crescimento da ferrita é dado rapidamente com rejeição do carbono para a austenita.
O crescimento da ferrita alotriomórfica é dado ao longo dos contornos dos grãos austeníticos, sendo que o seu engrossamento ocorre de maneira mais lenta, exceto em temperaturas perto das curvas A3 e ACm. Isso pode ser explicado a partir da colisão dos alotriomórficos formados com os seus vizinhos em crescimento, contribuindo para a formação de uma rede de ferrita pró-eutetóide no antigo grão de austenita, (Porter, 1992).
A precipitação de ferrita pró-eutetóide tem sido estudada em aços multiconstituidos, procurando o controle da microestrutura após o processamento termomecânico, especificamente, no que se refere à sua fração volumétrica após o recozimento intercrítico, para o qual se varia a temperatura e o tempo de tratamento intercrítico de maneira conveniente (Ferrer, 2007).
De acordo com Porter (1992), o mecanismo atômico que está associado às transformações de fase em aços multicomponente, considera a ocorrência de equilíbrio local na interface α/γ, pré-supondo que os átomos de carbono na austenita (CFC) e na ferrita (CCC) possuem mobilidade atômica fora da interface, promovendo-se o fluxo de massa na direção do interior dos grãos se a transformação de fase ocorre sem tensão aplicada.
Em um sistema ternário Fe – C – X, onde X pode ser um elemento substitucional, por exemplo, o manganês, a ocorrência da transformação de fase exige de condições diferenciadas, por causa da necessidade de satisfazer simultaneamente às espécies de soluto (substitucionais e intersticiais) atuantes no reticulado cristalino do elemento solvente (neste caso o Fe), que possuem mobilidade atômica muito diferente entre si, pois a difusividade do elemento substitucional e a do intersticial (neste caso o carbono) diferem por seis ordens de magnitude.
Quando se tem baixa saturação de soluto substitucional ocorrerá o seu particionamento e o potencial de mobilidade do carbono na frente da interface α/γ é bastante restrito e sua difusividade a certa distância da interface α/γ é praticamente nula. Em altas supersaturações, o particionamento do soluto substitucional é insignificante na frente da interface α/γ, permitindo a mobilidade do carbono.
Goldenstein (2002) apud Hultgren (1947) propôs um modelo para avaliar o papel dos elementos de liga substitucionais nos aços. Em altas temperaturas, onde as taxas de difusão são razoavelmente elevadas, estes elementos podem se redistribuir durante a transformação de fase, próximo às condições em que se dá o equilíbrio.
Definiu-se, então, que a transformação ocorrerá sob condições de “orto-equilíbrio”. Isto contrasta com o para-equilíbrio no qual os elementos de liga substitucionais não são capazes de se particionar, embora o carbono, que é um elemento intersticial de difusão rápida, redistribui-se entre as fases até que seu potencial químico se torna uniforme em todas as regiões.
O conceito de para-equilíbrio normalmente está associado às dificuldades de redistribuição dos elementos de liga substitucionais durante transformação de fase, quando os átomos do carbono permanecem em equilíbrio local junto à interface α/γ.
Nesse caso, esta claro que os potenciais químicos do ferro e dos elementos substitucionais mudam repentinamente na interface α/γ. A falta de particionamento no volume dos elementos subtitucionais é insuficiente para distinguir entre o modo de crescimento com equilíbrio local e particionamento desprezível e o modo de crescimento com paraequilíbrio, (Bhadeshia, 1992).
De acordo com Rios & Padilha (2007) apud Porter (1992) em situação de equilíbrio local, a concentração de α na interface α/γ é igual à concentração de
equilíbrio Xe. Sendo assim, não haveria uma diferença de potencial químico entre α e γ na interface e assim não haveria migração na interface, Figura 3.
Mas é preciso que a concentração em α na interface α/γ se desvie do equilíbrio assumindo um valor Xi, esta diferença de concentração ou potencial químico vai depender da mobilidade da interface. O potencial químico da fase α na vizinhança α/γ é menor em uma região distante da interface que tem composição X0, Figura 3.
Figura 3. Condição termodinâmica para a ocorrência de equilíbrio local na interface
α/γ, (Rios & Padilha (2007) apud Porter (1992).
O diagrama de energia livre versus composição mostra como um desvio do equilíbrio leva a uma diferença de potencial químico favorável para a migração da interface que, na prática, quase sempre se admite que Xe ≠ Xi, ou seja, que há equilíbrio local.
Um caso oposto ao equilíbrio local seria quando a mobilidade é muito menor do que o coeficiente de difusão, constatando a necessidade de uma grande parcela do
gradiente de potencial químico, disponível na interface, restando uma pequena quantidade para o fluxo difusional, ou seja, a concentração de Xi se afasta da concentração de equilíbrio Xe fazendo que Xi seja muito próximo de X0, se Xi fosse igual X0 não haveria difusão, por isso, chama-se de reação controlada por interface (Porter,1992) e (Rios & Padilha, 2007).
A partição de carbono é outro dos fenômenos associado às transformações de fase em aços multiconstituidos que merece atenção. Nesse sentido, um estudo da precipitação de ferrita pró-eutetóide foi realizado nas temperaturas de 700 e 750°C, com tempo de permanência de 180, 300 e 900s, no aço 0,2C – 1,5Si – 1,5Mn, visando otimizar a fração volumétrica de ferrita após recozimento intercrítico, mediante ensaios dilatométricos e de cálculos de termodinâmica computacional utilizando o programa DICTRA® (Ferrer, 2003).
Os cálculos termodinâmicos apontaram para a ausência de partição tanto de Mn como de Si entre a ferrita e a austenita, durante a transformação de fase. A distribuição calculada de ambos os elementos é uniforme em cada fase. Levando em consideração as condições de tempo utilizadas durante a realização do ensaio, bem como os reduzidos tempos utilizados, na prática, para a execução deste tipo de tratamento, os resultados indicam que o crescimento da ferrita pró-eutetóide se dá em condições de equilíbrio local com partição desprezível de elementos substitucionais.
Através da análise dos perfis de concentração, obtidos através dos cálculos termodinâmicos, constatou-se a ocorrência de partição do C entre a austenita e a ferrita durante todos os tempos de transformação simulados (Figura 4a).
Na Figura 4 observa-se uma concentração de carbono muito baixa na ferrita e uma distribuição uniforme até a vizinhança da interface α/γ. Do lado austenítico, observa-se um pico de concentração de carbono nas proximidades da interface, indicando que há enriquecimento de carbono na austenita.
A certa distância da interface observa-se a distribuição uniforme de carbono na direção do interior do grão. A concentração de carbono na austenita torna-se maior conforme aumenta o tempo de tratamento intercrítico e a interface se movimenta.
Contudo, a concentração de carbono não chega a atingir o valor estabelecido nas condições de equilíbrio termodinâmico (0,55% a 700°C). Isso é conseqüência do
estabelecimento de um equilíbrio metaestável no qual não ocorre partição de átomos substitucionais.
Figura 4. Perfis de concentração de carbono entre as fases α e γ em diferentes condições de recozimento intercrítico, (a) a 700°C, (b) 750°C, (Ferrer, 2003). Nos três tempos estudados a 750°C, indicados na Figura 4 (b), a distribuição de C é praticamente uniforme em toda a austenita, observando-se um pico de concentração nas proximidades da interface. Alem disso, a concentração de carbono não atinge as concentrações de equilíbrio (0,28%). A explicação para esse comportamento é a mesma que para 700°C.
Nesse mesmo estudo, os resultados das medidas de Mn, Si e C por EDS e WDS permitiram a obtenção dos perfis de concentração de cada elemento em função da distância à interface α/γ, confirmando a ausência de partição substitucional entre a ferrita e a austenita a 700°C, o que está de acordo com os cálculos cinéticos utilizando DICTRA ®.
Também, constatou-se experimentalmente a partição de carbono entre as fases α e γ, no aço 0,2C – 1,5Si – 1,5Mn, quando recozido intercriticamente a 700°C por 180 s, o que está de acordo com os cálculos termodinâmicos que foram mostrados anteriormente. Portanto, assumiu-se que a taxa de crescimento durante a precipitação de ferrita pró-eutetoide em aços assistidos pelo efeito TRIP é dada unicamente pela difusão do carbono na austenita.
2.2.2 - Mecanismos Atômicos Associados à Transformação: γγγγ intercrítica→→αααα→→ bainítica
Em aços ligados a transformação isotérmica apresenta uma cinética característica, descrita por Wever em 1932 (Wever, 1932), onde a decomposição isotérmica da austenita em temperaturas abaixo da baía da curva TTT é inicialmente rápida, formando um produto isento de carbonetos (bainita superior sem carbonetos ou ferrita probainítica) e parando quase completamente, para retomar como um agregado de ferrita e carbonetos após longos períodos de manutenção na temperatura de tratamento.
Esse fenômeno é conhecido como estáse da transformação bainítica ou como o fenômeno da transformação interrompida, o qual pode estar associado à separação entre as curvas em C da bainita e da ferrita/perlita e à existência de uma baía na curva TTT destes materiais (Goldestein, 2002).
Para Goldenstein (2002) apud Zener (1946), a bainita se formaria com a mesma composição da austenita e ocorreria a partição dos átomos de C para a austenita nas temperaturas da bainita superior; para temperaturas mais baixas o excesso de carbono precipitaria na ferrita como carboneto. Com a partição do C, a concentração do C na austenita aumentaria, provocando a diminuição da energia livre para a transformação até que esta energia livre ficasse zero e a transformação se interrompesse.
Outros pesquisadores como Wever (1940) e Wiester (1944) propuseram que a interrupção da transformação decorre da acumulação da energia de deformação associada à precipitação da bainita na austenita. Esta deformação iria se acumulando com o aumento da fração volumétrica de produtos até que a variação de energia livre volumétrica (o potencial termodinâmico), devido à transformação, não fosse mais capaz de manter a reação (Massari, 2008). Esta hipótese deriva da explicação clássica para a natureza atérmica da transformação martensítica.
Wiester (1944) propuseram que os átomos de C se redistribuem, espontaneamente, na austenita na temperatura de transformação, formando regiões empobrecidas de C e outras enriquecidas por um mecanismo de natureza espinodal. A extensão da transformação vai então depender do volume de regiões de baixo carbono. No entanto, os dados e os modelos termodinâmicos existentes para a austenita, nesta
faixa de temperatura, não prevêem esta separação (Goldensteins, 2002) e Aaronson (1962).
Reynolds mostrou (Figura 5) que a estáse não é um fenômeno geral da transformação bainítica, mas é uma característica de alguns elementos de liga, a partir de determinadas concentrações mínimas, (Reynolds, 1990). A estáse está associada a uma diminuição da cinética de migração das interfaces ferrita/austenita em relação à velocidade calculada supondo equilíbrio (ou para-equilíbrio) na interface, o que provoca a separação das curvas em C e a baía.
A explicação para esta diminuição da velocidade local na presença de elementos de liga é a existência de fenômenos de arraste de soluto associados à segregação na interface.
Figura 5. Representação da cinética global da transformação bainítica na presença do fenômeno de estáse, (Reynolds, 1990).
Por outro lado, abaixo da baía esta diminuição da velocidade se acentua até paralisar a migração logo após a nucleação, mas o maior super-esfriamento permite a nucleação sucessiva de sub-plaquetas sobre a própria interface (nucleação simpática), provocando o aparente crescimento rápido de um produto com a morfologia acicular bastante degenerada, formada pela nucleação e crescimento sucessivo de sub-unidades.
A nucleação simpática só é interrompida devido à partição de C para a austenita, que finalmente diminui o potencial termodinâmico para a nucleação, dando origem ao
platô da transformação (Goldenstein, 2002). Quando a precipitação de carbonetos finalmente inicia-se, torna-se possível novamente a migração da interface.
A estáse ocorre tanto nos aços ligados com elementos fortes formadores de carbonetos, como Cr e Mo, em concentrações onde a cementita não é mais o carboneto de equilíbrio, como também nos aços ligados com Si ou Al quando estes elementos estão associados a teores críticos de Mn ou Ni; nestes aços o efeito do Si ou do Al é devido à solubilidade quase nula deste elemento na cementita, o que atrasa a formação dos carbonetos.
De acordo com Goldenstein (2002), alguns produtos comerciais bem sucedidos, como os ferros fundidos austemperados, fazem uso deste fenômeno para obter um microconstituinte formado por feixes de ripas de ferrita entremeadas com camadas de austenita retida, chamado na literatura de fundição de "ausferrita", que confere excelentes propriedades mecânicas ao ferro fundido, superiores à martensita temperada e revenida de mesma composição.
Essa austenita é metaestável na temperatura ambiente, graças ao seu alto teor de C, conseqüência da partição de carbono entre a ferrita e a austenita durante a precipitação e ao alto teor de Si, que atrasa a precipitação de cementita.
Pickering, na década de 70, sugeriu que as microestruturas decorrentes da transformação interrompida poderiam ser utilizadas para projetar aços que aliassem alta resistência a alta tenacidade (Pickering, 1978). No entanto este tipo de mecanismo continuou sendo utilizado industrialmente apenas em ferros fundidos nodulares, só vindo a se tornar viável recentemente, nos aços TRIP.
A transformação isotérmica no intervalo de temperatura em que ocorre a reação bainítica é uma das etapas mais importantes do resfriamento dos aços de alta resistência e baixa liga assistidos pelo efeito. Neste caso, o processo de nucleação de bainita inicia-se com a formação de ripas de ferrita bainítica na interface γ/γ ou na interface α/γ (pressupondo a existência de certa quantidade de ferrita alotriomórfica previamente formada).
Entretanto, o crescimento é dado pelo enriquecimento em carbono da austenita residual, antes intercrítica, podendo precipitar cementita entre as subunidades de ferrita bainítica dependendo do tempo de reação bainítica. Esse enriquecimento de carbono da austenita intercrítica é dado pela baixa solubilidade de carbono das ripas de ferrita
bainítica. Durante a formação de subunidades de ferrita bainítica ocorre rejeição de carbono na frente da interface αbainítica/ γ intercrítica.
A quantidade cementita precipitada, caso se forme, depende também da concentração de carbono da liga, portanto a alta concentração induz à formação de ripas de ferrita separadas continuamente por camadas de cementita. Durante a formação dos feixes ou subunidades de ferrita bainítica o carbono move-se através da interface
αbainítica/ γ intercrítica pelo processo de difusão, aproveitando a energia de deformação que é proporcionada pelo cisalhamento da austenita durante a nucleação de muitas ripas de ferrita bainítica que contem baixo teor de carbono, (Pickering, 1967).
Recentemente, a cinética da reação bainítica foi estudada por dilatometria de têmpera com o intuito de estudar o efeito do tempo na fração volumétrica de austenita retida. Utilizaram-se três aços contendo teores variáveis de Si e Mn, pré-estabelecendo a fração volumétrica de ferrita pró-eutetóide (ao redor de 30 a 35%), de modo a garantir a mesma estrutura de partida para a ocorrência da precipitação de ferrita bainítica durante o tratamento isotérmico. A temperatura de tratamento utilizada foi 400°C, com tempos de permanência que variaram de 60 a 300s, (Ferrer, 2003).
Através de caracterização microestrutural, utilizando Microscopia Óptica (MO), Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) e Difração de Raios X, observou-se um máximo na fração volumétrica de austenita retida com o aumento do tempo de tratamento. Esse máximo foi alcançado para o tempo de 180s, nos três aços analisados.
Constatando-se, também, um decréscimo da fração volumétrica de austenita retida para tempos acima de 240s, sendo esse comportamento menos acentuado no aço que possui maior teor de Si. Por outro lado, constatou-se que o Mn exerce um efeito retardador pouco acentuado na cinética da reação bainítica nas condições de temperatura e tempo experimentadas.
Por fim, esse estudo mostrou como o silício exerce um papel eficaz, inibindo a precipitação de cementita bem como a cinética de nucleação e crescimento do carboneto passa, então, a ser controlada pela difusão do silício substitucional, fato que atrasa a reação de precipitação. O atraso da precipitação de carbonetos torna possível o enriquecimento em carbono da austenita e, por conseqüência, o aumento da sua estabilidade termodinâmica.
2.3 – MORFOLOGIAS DOS PRODUTOS DE TRANSFORMAÇÃO DA AUSTENITA EM AÇOS DE ALTA RESISTÊNCIA E BAIXA LIGA
Na descrição da morfologia dos produtos de transformação por resfriamento contínuo da austenita para ferrita, nos aços de baixo carbono, é usualmente utilizado o sistema de classificação morfológica proposta por Aaronson (1962) apud Dubé (1958). Nesse sistema encontram-se duas paradas térmicas perfeitamente diferenciáveis entre si, a primeira correspondente às estruturas de ferrita com formato eqüiaxial, e a segunda à ferrita de Widmanstätten.
Dentre as estruturas de ferrita com formato eqüiaxial observam-se a ferrita com crescimento alotriomórfico, a ferrita idiomórfica e a estrutura massiva, as quais são descritas a seguir.
− A ferrita alotriomórfica nucleia nos antigos contornos de grão da austenita e cresce, relativamente rápido, preferencialmente ao longo desses contornos, mas engrossa mais devagar. As partículas formadas em altas temperaturas crescem em direção ao centro do grão austenítico, adquirindo formato eqüiaxial. Entretanto, em baixas temperaturas os cristais de ferrita alotriomórfica podem desenvolver facetas em apenas um de seus lados, indicando a existência de diferentes taxas de crescimento (Bhadeshia, 1992).
− A ferrita idiomórfica é constituída por cristais eqüiaxiais que nucleiam a partir de defeitos localizados no interior dos grãos austeníticos. Além de apresentar diferente taxa de crescimento, a ferrita idiomórfica se distingue da ferrita alotriomórfica pelo local onde inicia a sua nucleação. Esta morfologia pode ser encontrada em aços com teores de C abaixo de 0,1 %. As partículas formadas em altas temperaturas apresentam um formato mais regular.
− A estrutura massiva na ferrita resulta da interação de cristais de outras morfologias e do crescimento de grão do agregado formado deste modo. Assim, o resultado final é uma estrutura policristalina grosseiramente eqüiaxial.
Dentre as estruturas com aspectos aciculares foram observadas as placas laterais de Widmanstätten, as Widmanstätten serrilhadas e as Widmanstätten intergranulares (Aaronson, 1962), as quais são descritas a seguir:
− As placas laterais de Widmanstätten, como o próprio nome indica, têm um formato de placas ou agulhas bastante finas, as quais crescem dentro da austenita a partir dos seus contornos de grão (placas laterais primárias) ou de outra morfologia da mesma fase, geralmente a partir da ferrita alotriomórfica de contorno de grão (placas laterais secundárias). Estas placas têm uma orientação preferencial com relação à matriz de austenita (plano {111}γ). A relação entre a ferrita e a austenita é do tipo Kurdjumov-Sachs (K-S).
− A ferrita de Widmanstätten serrilhada é apresentada como uma partícula com formato triangular, em forma de dente de serra, a qual cresce diretamente a partir dos contornos de grão da austenita (serrilhado primário) ou se desenvolve geralmente a partir da ferrita alotriomórfica de contorno de grão.
− As agulhas de Widmanstätten dos tipos placa lateral e serrilhada apresentam uma série de diferenças. Ambas as faces das placas laterais são aproximadamente paralelas entre si, com a sua orientação preferencial paralela à família de planos {111} da austenita. Já no caso da estrutura serrilhada, as faces de um dente de serra formam um ângulo apreciável entre si e nenhuma destas faces é paralela ao plano {111} da austenita. No entanto, a maioria das faces destes dentes de serra são paralelas aos seus equivalentes em outros dentes de serra que cresceram a partir do mesmo contorno. Além disso, os eixos de simetria dos dentes de serra que cresceram a partir do mesmo contorno são aproximadamente paralelos entre si e, ao mesmo tempo, a um plano comum da família {111} da matriz austenítica.
− As estruturas de ferrita de Widmanstätten intragranular podem ser placas ou agulhas formadas no interior dos grãos de austenita e sua precipitação é favorecida por grandes tamanhos de grão austeníticos, baixas
