Transformações Adifusionais
Capítulo 6 Porter and Easterling
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Introdução
Um dos principais processos tecnológicos pra endurecimento e aumento de resistência nos aços é a têmpera. região de austenita não permitindo uma transformação difusional eutetóide formando uma estrutura chamada martensita. Martensita é um termo genérico para descrever o produto de uma transformação adifusional, isto é, uma transformação que o movimento atômico é menor que q ue um espaçamento inter-atômico. 2
Introdução
A têmpera do aço foi considerada durante séculos como uma das maravilhas da natureza e somente por volta de 1895, quando Osmond descreveu a microestrutura de um aço temperado, o termo “martensita” foi introduzido. Todavia, a situação de perplexidade ante a natureza do fenômeno persistiu até a segunda década do século XX quando Bain descobriu a existência existência de uma uma deformação intrínseca à transformação transformação (“mudança de forma”) e propôs um mecanismo pelo qual a martensita poderia ser formada formada com um mínimo mínimo de deformação atômica, partindo da . O mecanismo então proposto pode ser descrito como uma deformação homogênea em que um movimento coordenado coordenado dos átomos átomos converte a malha malha de Bravais cúbica de faces centradas da austenita austenita na tetragonal ou cúbica cúbica de corpo centrado centrado da martensita (Fig. 6.5). Esta deformação deformação conhecida como “Distorção de Bain” é parte integrante das modernas teorias cristalográficas pertinentes à transformação martensítica 3-4. A existência de distorção de malha é considerada considerada uma uma característica básica de uma uma classe de transformações transformações de fases não difusionais à qual pertence à transformação transformação martensítica observada nos aços.
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Introdução
Contrastando com o desenvolvimento alcançado no campo da cristalografia, os aspectos cinéticos da transformação permaneceram carentes da racionalização até o início dos anos 50 50 do século século passado. passado. A idéia idéia reinante até então então era que a marte martensit nsitaa seria seria o produto produto de uma uma reação reação atérmi atérmica ca não us ona . o av a, com a esco er a a reaç o marten martensíti sítica ca isotérm isotérmica ica por Kurdjum Kurdjumov ov e Maxim Maximova ova teve teve início uma seqüência seqüência de investigaçõe investigaçõess sistemátic sistemáticas as com o objetivo de racionalizar os aspectos cinéticos da transformação. Christian descreveu cuidadosamente o progresso alcançado até o final dos anos 60, apresentando uma definição da transformação martensítica, baseados fundamentalmente em fatores estruturais e cristalográficos. 4
Introdução
Nos anos 70 o grande desenvolvimento ocorreu na área das reações induzidas mecanicamente e dos fenômenos de memória de forma, bem como na racionalização dos aspectos cinéticos pertinentes à nucleação e microestrutura. A definição definição da transformaç transformação ão martensít martensítica ica também também foi , conceituação. Segundo Cohen, Olson, “a reação martensítica martensítica é uma uma transformação transformação estrutural, estrutural, virtualm virtualmente ente não difusional, por distorção da malha de Bravais, com mudança de forma predominantemente predo minantemente cisalhante e cuja cinética e morfologia são determinadas pela energia elástica da transformação”. Nesta definição enquadra-se tanto a reação reação martensíti martensítica ca observada observada nos aços como como outras outras transformações afins, observadas em ligas de metais nobres e certos materiais ferroelétricos. 5
Micrografi Micrografiaa ótica de martens martensitas itas em uma liga de Cu-Al-N Cu-Al-Nii monocristalina
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Transformações martensíticas
A transfo transforma rmação ção mart martens ensít ítica ica (TM) (TM) é uma Transform Transformação ação de fase adifusi adifusional onal em sólidos, sólidos, nos quais os átomos movem-se cooperativamente e freqüentem freqüentemente ente por um mecanismo mecanismo cisalhante. cisalhante. Usualmente a fase matriz (de alta temperatura) é cúbica cúbica,, enquant enquantoo que a marten martensit sitaa (baixa (baixa temperatura) tem uma baixa simetria. Assim, sempre quando os deslocamentos relativos são pequenos, comparados com as distâncias interatômicas, uma mudança de forma macroscópica aparece associada com a TM, como mostra a Fig. 6.1.
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Um modelo simplificado da transformação transfor mação martensítica martensi ta
fase matriz
martensi ta
fase matriz
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i- (a) e (b) (b) Crescim Crescimento ento da marten martensita sita com o aumento aumento do resfri resfriame amento nto abaixo de Ms; ii-- c- aç ii açoo bai baixo xo C; d- aç açoo méd médio io C; Fe Fe-N -Nii
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Representação esquemática de uma mudança de forma associada com a transformação martensítica; (a) monocristal da fase matriz original, (b) superfície em relevo devido a transformação, (c) mudança na direção da linha de deformação pré ranhurada sob TM 10
Textura feita por EBSD em uma liga de Cu-Al-Ni monocristalina monocrista lina apresentado as diferentes direções de maclagem.
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Transformação Martensítica
As primeiras primeiras agulhas agulhas de de martensi martensita ta são formadas na temperatura Ms; Em aços baixo carbono Ms=500C diminuindo com o aumento de C; Mf é a temperatura temperatura abaixo abaixo da da qual não há aumen o na quan a e e mar ens a transformada; Aust Austeni enita ta retid retidaa é conseqü conseqüênc ência ia do alto alto nível de tensão entre as últimas placas de marte martensit nsitaa formada formadas; s; É comum comum 10 a 15% de austenita austenita retida em em aços com alto teor de carbono
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Solução sólida do carbono no Ferro
Numa estrutura CFC existem duas possibilidades de dissolução do carbono no ferro; Máximo diâmetro possível nos espaços:
D4= 0,225 D D6= 0,414D
D do ferro = 2,52 , sendo D4= 0,568 e D6= 1,044 . O átomo de C tem D= 1,54 Å não sendo possível acomodá-lo sem distorção da rede.
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Solução sólida do carbono no Ferro
Na estrutura CCC existem 3 posições octaédricas e 6 tetraedricas Os máximos valores de átomos que podem ser acomodados são:
D4=0,291 D D =0,1 D
Apesar de D4>D6 os átomos de C e N preferem posições posições octaédricas octaédricas nas estruturas estruturas CCC causando causando considerável distorção na rede; A formação formação da martensita martensita distorce distorce a rede para uma estrutura bct; c/a= 1,005 + 0,045 (wt% C)
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Cristalografia da Martensita
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Cristalografia da Martensita
Para analisar analisar como como um cristal cristal de martensita martensita é produzido a partir partir de um cristal matriz sem difusão, consideremos um exemplo típico de transformação em aço de CFC para TCC Na Fig. podemos notar uma rede TCC dentro de duas células CFC com o valor de c/a = Dest Destee mod odoo alon alon ando ando os eixo eixoss x e e cont contra rain indo do o eixo eixo z tem temos uma relação relação c/a da martens martensita ita que é aprox. igual igual a 6. Este mecanismo mecanismo foi originalmente proposto por Bain. Embora o mecanismo seja diferente de uma liga para outra, é sempre possível possível criar criar a martensita martensita a partir de uma uma fase matriz matriz pela combinação do alongamento, da contração e do cisalhamento ao longo de certas direções. 2
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Modelo de Bain
Em 1924 Bain Bain demonstrou demonstrou como uma estrutura TCC pode se formar a partir de uma uma CFC com um mínimo de movimento atômico.
Contração de 20% da célula na direção Z e expansão de 12% nas direções x e y; No caso de aços os átomos de C se posicionam nos eixos z’ na direção 1/2<100> causando o aumento da dimensão da célula nesta direção; Por exemplo num aço com 1% de C , os átomos de carbono ca rbono ocupam uma posição destas desta s a ca a c u as as un r as as Observando as relações de orientação no modêlo de Bain tem=se:
(111)γ → (011)α '
[1 10)γ → [100]α '
[ 111]γ → ( 1 11)α '
[11 2 ]γ → [01 1] 1 ]α '
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Modelo de Bain Observações experimentais das relações de orientação entre austenita e martensita mostram que
{11 111 1}γ //{011 //{011))α '
γ
< 1 10 > γ
α '
−
−
Nishyam ama a − Wasse Wasserm rman an // < 100 >α ' − Nishy
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Comparação da Teoria Cristalográfica com resultados Experimentais
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Comparação entre as morfologias de agulhas e placas
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Teorias de Nucleação de Martensita
Uma placa de martensita cresce em 10-5 s a 10-7s Usando a resistividade Nishyama mediu de 800 a 1100 m/s na transformação martensítica de ligas FeNi. O fenômeno da nucleação é bastante importante pois influencia a forma final da martensita obtida. A nucleação de martensita influencia a resistência e tenacidade de aços.
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Teorias de Nucleação de Martensita
Medição da resistividade durante uma transformação martensítica;
O aumento inicial se deve a uma deformação inicial da célula de austenita.
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Formação de Um núcleo Coerente de Martensita
O aumento de energia livre de Gibbs associado a formação de uma martensita coerente numa microestrutura austenítica é: +V ∆Gs -V ∆Gv ∆G= Aγ +V
γ - energia energia
de interfac interface; e; de deform deformação ação ∆Gv- energia energia de volume volume ∆Gs- energia energia
Considere a formação de um elipsóide conforme figura
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Formação de um Núcleo Coerente de Martensita
∆G=2πa2γ + 16π /3 (s/2)2µac2 –(4 π /3) a2c. ∆Gv
O termo ∆Gv é diferença de energia livre entre as fases austenita austenita e martensita martensita na temperat temperatura ura Ms. Ms. Diferenciando a equação acima acima em relação a c e a tem-se: ∆G* =
512 3
3
.
γ
( ∆GV )
.( s / 2) 4
4
2
π
∆G* é uma barreira de energia que tem que ser transposta se nucleação
homogênea é assumida. c* =
2γ ∆GV
a* =
16γµ ( s / 2) 2) (∆GV )
2
2
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Formação de um Núcleo Coerente de Martensita
Experimento com pequenos mono cristais de Fe-Ni mostraram que:
Nem todas partículas se transformaram mesmo resfriadas a 4K, 300 C abaixo da Ms; O número médio dos núcleos foi da ordem de 104 /mm3 menos do que o esperado para pura nucleação homogênea; O número de núcleos aumenta com o aumento do super-resfriamento antes da transfo transforma rma ão o núm número ero médio médio de núcleos núcleos é inde endente endente do tamanho tamanho de rão ou se a partícula inicial é mono ou o u policristal; A superfície não parece ser o local preferido para nucleação
As conclusões acima sugerem que superfície e contornos de grão pouco contribuem para a nucleação estando a transformação sendo iniciada em outros defeitos provavelmente discordâncias.
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O papel da discordância na nucleação da martensita
Alguns pesquisadores consideraram algumas possibilidades nas quais as discordâncias poderia influir na nucleação da martensita. discordâncias parciais <112>γ durante uma maclagem poderiam gerar uma fina região ccc a partir de um reticulado cfc.
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O papel da discordância na nucleação da martensita
Átomos representados por ∆ pulam para frente
1 2
b1
=
a 12
[211]
O reticulado produzido não é exatamente CCC mas com pequena dilatação se torna. Segundo Cristian, esta reação produz uma estrutura ccc de apenas duas camadas de átomos.
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Modelo de Venables
Modelo propõe que α’ é formado via uma fase HC intermediária chamada de ε’ ou martensita epsilon. γ→ε’→α’
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Exemplo de formação de martensita ε’ em aço inoxidável
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Formação de martensita no cobalto
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Crescimento da Martensita
Uma vez que a barreira inicial de nucleação foi ultrapassada, o termo ∆GV na equação aumenta rapidamente até a placa de martensita encontrar uma outra placa ou uma fronteira de grão de alto ângulo. 2
a* =
(∆GV )
2
De observações, conclui-se que inicialmente forma-se finas placas com alta relação c/a que vão se tornando mais grossas.
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Crescimento da Martensita em forma de Agulha A morfologia de uma martensita em forma de agulha com dimensões a>b>>c crescendo em um plano {111} γ sugerem um mecanismo de nucleação e deslizamento de discordâncias movendo-se movendo-se em discretas cascas . Pode ser demonstrado que para placas elipsoidais finas a>>c a máxima tensão de cisalhamento na interface / α é dada por σ≅2µsc/a
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Martensita em placas
Em aços médio e alto carbono e aços com alto Ni a morfologia da martensita muda muda de agulha para p ara uma placa grosseira. Isto está associado a baixas temperaturas Ms e um aumento da austenita retida
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Fim
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Fig 6.23
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Fig 6.24
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Fig 6.25
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Fig 6.26
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Fig 6.27
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Fig 6.28
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Fig 6.29
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Fig 6.30
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Fig 6.31
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Fig 6.32
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Fig 6.33 a b
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Fig 6.34
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