Ferrita de Widmanstaetten

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UNIVERSIDADE FEDERAL DO ESPÍRITO SANTOCENTRO TECNOLÓGICO

DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA

MICROESTRUTURA FERRITADE WIDMANSTAETTEN

Autor: André Hemerly Maia

Matrícula: 2008101501

Vitória, abril de 2011



UNIVERSIDADE FEDERAL DO ESPÍRITO SANTOCENTRO TECNOLÓGICO

DEPARTAMENTO DE ENGENHARIA MECÂNICA

MICROESTRUTURA FERRITA DE WIDMANSTAETTEN

André Hemerly Maia

Professor da disciplina: Cherlio Scandian

Vitória, abril de 2011

Trabalho da disciplinaLaboratório de Materiais III, docurso de engenharia mecânicada Universidade Federal do

Es írito Santo.

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SUMÁRIO

Sumário iii1. Objetivos 4

2. Introdução 5

3. Revisão bibliográfica 6

3.1. Solutos e rede cristalina do ferro 6

3.2. Mecanismos de formação de

microestruturas

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4. A ferrita de Widmanstaetten 12

4.1. Morfologia 12

4.2. Mudança de forma 13

5. Bibliografia 15

iii



1. OBJETIVOS

O objetivo do presente trabalho é apresentar, de forma concisa, quais são as

características da microestrutura formada sob determinadas circunstâncias nos aços,

denominada ferrita de Widmanstaetten (também grafado Widmanstätten, em homenagem

a Count Alois von Beckh Widmanstätten, estudioso do século XIX). Também há enfoque no

mecanismo de formação precedente, com observações acerca das fases de nucleação e

crescimento de grão.

Para tanto, inicialmente é feita uma extensa revisão bibliográfica a fim de constituir

uma sólida base para a exploração dos tópicos mais avançados.

4

http://en.wikipedia.org/wiki/Count_Alois_von_Beckh_Widmanst%C3%A4tten





2. INTRODUÇÃO

As aplicações tecnológicas dos materiais de engenharia atuais exigem, cada vez mais,

um rigoroso controle dos processos a fim de garantir que as propriedades mecânicas em

serviço sejam aquelas desejadas. Isso requer que diversos parâmetros sejam estritamente

controlados:

Composição química da liga;

Controle de inclusões e elementos indesejados;

Técnicas de fabricação primária;

Técnicas de montagem (assembly);

Etc.

Apesar da grande variedade de materiais alternativos cada vez mais comuns, o aço

continua com utilização majoritária devido às características combinadas que são desejáveis na

maioria das vezes. É evidente, dessa forma, a necessidade de obtenção de informações acerca

da metalurgia das ligas ferrosas, a fim de controlar devidamente todos os parâmetros

controladores das suas características.

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3. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA3.1 SOLUTOS E REDE CRISTALINA DO FERRO

Átomos intersticiais

Os elementos H, C, N e O podem ocupar regiões intersticiais na microestrutura do

ferro. A Figura 1 mostra a disposição tanto de um átomo de soluto intersticial quanto de um

substitucional. Todos esses elementos atendem à exigência de ter o raio atômico bastante

inferior ao do ferro. As lacunas intersticiais na estrutura CFC do ferro são maiores do que na

estrutura CCC. No primeiro caso, os maiores vazios possuem 0,052nm e 0,028m no raio, e têm

formato geométrico octaédrico. O carbono, por sua vez, possui um raio atômico de 0,08nm, e

o nitrogênio 0,07nm. Esses elementos ocupam posições intersticiais, e provocam distorção da

rede cristalina do ferro. No caso da microestrutura CCC, os vazios intersticiais são menores: o

sítio octaédrico tem 0,019nm no raio, e o tetraédrico 0,036nm. Apesar dessa diferença, os

átomos de carbono e nitrogênio ocupam os sítios octaédricos, presumivelmente porque nessecaso há apenas dois átomos de ferro como vizinhança mais próxima, ao contrário de quatro no

sítio octaédrico. Essa diferença entre as redes cristalinas CFC e CCC é que permite a maior

solubilidade de carbono na estrutura austenítica – CFC – e que possibilita a formação de uma

grande variedade de microestruturas à medida que o carbono se precipita a partir de uma

solução sólida supersaturada.

Figura 1. Disposição de soluto intersticial e substitucional dentro da rede cristalina

Fonte: CALLISTER, W. D. - Materials Science and Engineering – An Introduction , 7 th ed.

As solubilidades do C e do N dependem da fase com a qual a solução sólida intersticial

de ferro alfa está em equilíbrio. O equilíbrio estável seria, por exemplo, aquele com o

nitrogênio em estado gasoso ou com o carbono em forma de grafite. Há uma alta energia de

ativação da nucleação desses dois elementos, no ferro, devido à grande energia de superfície

existente. Ao invés disso, fases metaestáveis são formadas, com menor energia de ativação e

maiores solubilidades na solução sólida rica em ferro. A fase formada (isto é, diferentes fases

metaestáveis podem ser originadas das soluções sólidas Fe-C e Fe-N) depende da temperatura,

do tempo durante o qual ela é mantida, e das imperfeições presentes na estrutura da solução

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sólida. A probabilidade de formação de nitrogênio gasoso ou grafite é tão baixa que essas fases

raramente se precipitam em aços. Uma importante exceção se ocorre quando aços ao carbono

ou de baixa liga são mantidos na faixa de temperatura entre 450°C e 650°C por centenas ou

mesmo milhares de horas. Nessa situação, a perlita se decompõe em ferrita e grafita.

Normalmente, Fe3C (cementita) ou mesmo carbetos menos estáveis se formam, ao invés da

grafita. A tabela 1, retirada de CAHN, HAASEN [1996], exibe informações a respeito dos

compostos metaestáveis mais comuns que se precipitam em ligas Fe-C e Fe-N.

Tabela 1. Compostos metaestáveis que se precipitam em ligas Fe-C e Fe-N

Composição Estruturacristalina

Sítios de nucleação Temperaturade formação

Cementita Fe3C Ortorrômbica Discordâncias,contornos de grão

> 200°C

Carbeto-ε Fe2,4C HC Matriz, discordância < 250°CNitreto-γ Fe4N CFC Discordâncias,

contornos de grão

> 250°C

Nitreto-α Fe3N Matriz < 300°C

Fonte: CAHN, R. W. , HAASEN, P. - Physical Metallurgy Volume 2, 4th ed.

Há certos detalhes importantes acerca do diagrama Fe-Fe3C (Figura 3):

A solubilidade máxima do carbono em ferro gama, de 2,11% em peso, é a composição

limite que diferencia os aços dos ferros fundidos. Os ferros fundidos possuem,

usualmente, uma composição hipoeutética: < 4,3% C em peso.

Os aços podem ser subdivididos em hipoeutetóides e hipereutetóides, sendo seu

percentual de carbono menor ou maior do que 0,77% em peso. Durante o

resfriamento em equilíbrio, um aço com exatamente esse percentual (0,77% C em

peso) sofre uma reação denominada eutetóide ao atingir a temperatura de

aproximadamente 723°C: () () .

A microestrutura originada dessa reação é denominada perlita, se quando

produzida por crescimento lamelar. Um exemplo é mostrado na Figura 2.

A solubilidade máxima do carbono em ferro alfa é de 0,0218% em peso.

Figura 2. Perlita grosseira em aço AISI 4140 totalmente recozido. Picral 4%

Fonte: VOORT, G. F. V. – Microstructure of ferrous alloys – Diretor, Buehler Ltd. Research &Technology

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Figura 3. Diagrama ferro-carbeto de ferro (Fe-Fe3C)

Fonte: POLLACK, T. - Materials Science and Metallurgy , 4th ed.

As solubilidades no ferro em estado sólido são determinadas em corpos de prova com

a maior pureza possível. Os átomos intersticiais de soluto tendem a migrar para os defeitos da

rede cristalina, pois essas regiões são energeticamente mais favoráveis que aquelas da rede

não perturbada. Tais defeitos podem ser pontuais: vacâncias, átomos substitucionais, auto

intersticiais; lineares: discordâncias; ou planares: contornos de grãos, superfícies livres; etc.

Contudo, em corpos de prova recozidos a concentração de tais defeitos é insuficiente paracausar uma variação significante na medida da solubilidade (exceto no caso de elementos que

possuem solubilidade extremamente baixa em ferro alfa, tal como oxigênio e boro).

Átomos substitucionais

Determinados átomos são parcial ou totalmente solúveis como elementos

substitucionais na rede cristalina do ferro. Em geral, o fator determinante para que isso ocorra

é que o átomo de soluto seja similar, em termos dimensionais, ao átomo de ferro – níquel,

cobalto, manganês, cromo e vanádio, por exemplo, possuem elevada solubilidade, ao

contrário de cálcio e potássio, praticamente insolúveis.

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Evidentemente, os elementos de liga possuem diferentes energias de solução nas

matrizes de ferro alfa e gama. Isso influi diretamente no campo de temperaturas dentro do

qual a austenita é estável. É possível analisar os elementos de liga de acordo com sua

tendência em restringir ou expandir o campo austenítico, e, no geral, seguem-se algumas

regras para determinar como tais átomos se comportam com respeito a isso:

O campo austenítico é expandido por elementos intersticiais, pois a rede cristalina

cúbica de face centrada possui sítios de menor energia de deformação que a cúbica de

corpo centrado;

O campo austenítico é expandido por elementos com microestrutura CFC ou HC (C,

Mn, Ni etc.);

O campo austenítico é restringido por elementos com microestrutura CCC (Ti, Cr etc.).

Há, ainda, a classificação segundo BAIN; PAXTON [1966] e HONEYCOMBE; BHADESHIA

[1981], categorizando elementos estabilizadores da austenita (A) e da ferrita (B):

Tipo A1 (ou campo austenítico aberto): elementos de liga que aumentam a faixa de

temperatura para a austenita estável, pela diminuição da temperatura de

transformação γ→α e aumento da temperatura de transformação γ→δ. Pertencem a

este grupo níquel, manganês e cobalto. Dependendo do percentual, Ni e Mn podem

suprimir totalmente o campo ferrítico, formando austenita mesmo à temperatura

ambiente.

Tipo A2 (ou campo austenítico aberto): neste caso, o campo austenítico é expandido

até a formação de um composto de ferro, como no caso do carbono e do nitrogênio.

Tipo B1 (ou campo austenítico fechado): nesse caso, o campo austenítico apresenta-se

totalmente circundado pela região ferrítica. Silício, alumínio, berílio e fósforo fazem

parte desse grupo, juntamente com os elementos com forte tendência para a

formação de carbonetos, como titânio, cromo, vanádio e molibdênio.

Tipo B2 (ou campo austenítico contraído): o campo austenítico é interrompido pela

formação de compostos de ferro. Boro, enxofre, tântalo, zircônio e nióbio fazem parte

desse grupo.

Nesse caso, contudo, não é levada em conta a forma como os átomos se apresentam dentro

da microestrutura. Ou seja, nem todos os átomos são substitucionais.

3.2 MECANISMOS DE FORMAÇÃO DE MICROESTRUTURAS

Mecanismo de formação da perlita

As mudanças de fases sofridas pelo ferro dão margem para uma série de reações no

estado sólido. Em aços ligados, as reações podem ser controladas por difusão substitucional ou

intersticial, e a microestrutura final do material só pode ser plenamente entendida se todas as

reações individuais e efeitos forem conhecidos.

Se uma liga de composição eutetóide é resfriada abaixo da temperatura eutetóide, a

reação de formação da perlita pode, então, ocorrer. Em geral, a nucleação não ocorre nointerior dos grãos devido às altas energias de superfície e de deformação exigidas. Ao invés

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disso, a nucleação se inicia nas regiões de contorno de grão da austenita, energeticamente

mais favoráveis, e move-se adentro dos grãos em uma frente de reação que cria um agregado

lamelar. No caso de aços hipereutetóides, a cementita forma-se prioritariamente durante a

transformação da austenita. Daí, então, a perlita pode nuclear nessa interface austenita-

cementita. Similarmente, em um aço hipoeutetóide ocorre primeiro a formação da ferrita,

para então formar-se a perlita, na interface originada.

Cada nódulo de perlita consiste em dois cristais conectados de ferrita e cementita

(HILLERT [1962]). Cada nódulo continua a crescer (com uma dada velocidade G), adentrando o

grão austenítico até encontrar outro grão também em crescimento. A reação de formação da

perlita é completada a um tempo , o qual depende do tamanho do grão austenítico:

A razão d/G é o tempo necessário para que um nódulo ocupe um grão.

A adição de um terceiro elemento ao sistema ferro-carbono inevitavelmente reduz a

taxa de formação da perlita. Esse efeito ocorre por dois fatores:

Elementos segregados para as vizinhanças de grãos podem reduzir a frequência de

nucleação da ferrita. O boro é notavelmente efetivo nesse sentido.

Solutos substitucionais podem influenciar tanto a taxa de nucleação quanto de

crescimento da perlita. Isso porque ou ocorre mudança na atividade do carbono nas

três fases envolvidas (austenita, cementita, ferrita) ou há particionamento entre a

ferrita e a cementita, na interface austenita-perlita. Uma vez que o último processo

requer difusão dos átomos substitucionais, sua efetividade é maior a altas

temperaturas de transformação. O molibdênio é particularmente efetivo em reduzir a

taxa de crescimento dos nódulos de perlita, enquanto o cobalto substancialmente

incrementa a mesma taxa.

Mecanismo de formação da bainita

Apesar de a bainita ter sido detectada em um estudo de transformação isotérmica da

austenita em 1929 (DAVENPORT E, BAIN [1930]), os modos de formação de diferentes

misturas de ferrita e carbonetos ainda são assuntos controversos. A bainita forma-se em numa

extensa variedade de aços, sobre uma vasta gama de temperaturas durante a transformaçãoisotérmica da austenita ou durante o resfriamento contínuo. Os produtos são bastante finos, e

observáveis somente pela técnica de microscopia eletrônica de transmissão. As discussões

sobre a transformação focam os mecanismos por difusão e por cisalhamento. A importância da

bainita recai sobre sua desejável combinação de propriedades mecânicas na maioria dos aços

comerciais.

Convencionalmente, a morfologia da bainita é dividida em superior e inferior, vide

Figura 4, termos advindos das diferenças estruturais apresentadas após a transformação. A

bainita se forma isotermicamente a temperaturas superiores as de início de formação da

martensita, e abaixo da temperatura requerida para formação de ferrita e perlita. No caso doresfriamento contínuo, a formação se dá a uma taxa de resfriamento rápida o suficiente para

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evitar a formação desses produtos (ferrita e perlita), mas não o suficiente para produzir

martensita.

A bainita superior é caracterizada por lamelas muito finas e alternadas de ferrita e

cementita (camadas empilhadas). Sua formação envolve dois estágios: inicialmente forma-se

ferrita, com rejeição de carbono para a austenita circunvizinha. Com aumento da concentraçãode carbono, a cementita se precipita em um segundo estágio. O crescimento de tal

microestrutura envolve deformações plásticas absorvidas pela austenita adjacente. Com isso,

observa-se o aumento da densidade de discordâncias, com posterior interrupção do

crescimento da ferrita. O formato de agulhas característico visa minimizar essa energia de

deformação associada.

No caso da bainita inferior, também são formadas tais lamelas, porém no interior das

camadas de ferrita também ocorre precipitação de cementita. Isso ocorre porque, em

temperaturas menores (ou, alternativamente, com taxas de resfriamento mais acentuadas), a

difusão do carbono é reduzida, de forma que não há segregação total para a austenitaadjacente – ocorre precipitação dentro do próprio grão ferrítico. Além do mais, os carbonetos

precipitados são mais finos, o que confere maior tenacidade em relação à bainita superior, na

qual os precipitados são mais grosseiros. Tais precipitados, mais grosseiros, favorecem a

nucleação de trincas.

A cinética de formação da bainita envolve o crescimento das placas até a supressão

pela austenita adjacente, deformada plasticamente. Novas placas são, então, nucleadas na

ponta da primeira placa, formando um feixe de bainita.

Figura 4. Bainita superior (esquerda, em tonalidade escura) e inferior (direita, em tonalidadeescura). Espécime da esquerda: aço AISI 5160 solubilizado a 850°C por 30 minutos e resfriado

em água por 1 minuto. Espécime da direita: aço AISI 5160 solubilizado a 850°C por 30minutos e resfriado em água por 5 minutos. Em ambos os casos, a austenita não

transformada em bainita durante a têmpera originou martensita. Nital, 2%.

Fonte: VOORT, G. F. V. – Microstructure of ferrous alloys – Diretor, Buehler Ltd. Research &Technology

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4. A FERRITA DE WIDMANSTAETTEN

A ferrita de Widmanstaetten pode agir em detrimento das propriedades mecânicas

dos aços, porque as placas de ferrita frequentemente crescem em formações paralelas às

quais permitem que trincas de clivagem se propaguem sem grande divergência. O problema é

particularmente preocupante em depósitos de solda nos aços, situação em que é impraticável

modificar a estrutura por meio do controle sistemático e preciso da solidificação.

Consequentemente, o cuidado no processo de desenvolvimento da composição e na

manufatura da liga se torna fundamental para minimizar a quantidade de ferrita de

Widmanstaetten formada. Isso requer, obviamente, um profundo conhecimento físico e

metalúrgico dos fatores que controlam a nucleação e crescimento.

4.1 Morfologia

É possível subdividir a ferrita de Widmanstaetten em primária e secundária, com

características ligeiramente distintas, vide Figura 5. A estrutura primária cresce a partir da

superfície do grão austenítico, penetrando-o de forma direta, enquanto a estrutura secundária

se desenvolve da ferrita alotriomórfica, quando essa se faz presente na microestrutura.

Figura 5. Morfologias das ferritas de Widmanstaetten - primária e secundária

Fonte: BHADESHIA, H. K. D. H. - Materials Science and Metallurgy – lecture notes

Alotriomórfica – geometria que não reflete a simetria estrutural existente quando se observa

com uma maior magnificação. A ferrita alotriomórfica, por exemplo, cresce nas regiões de

contorno de grão austenítico, sem apresentar formato “macroscopicamente” simétrico.

Alternativamente, o grão não reflete a geometria simétrica da rede cristalina.

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4.2 Mudança de forma

O crescimento de uma única placa é acompanhado por cisalhamento em planos, como

mostrado na Figura 6. Contudo, quando a altas temperaturas e baixas taxas de resfriamento

nas quais a ferrita de Widmanstaetten pode nuclear e crescer, a força motriz não é suficiente

para prover a energia de deformação associada com uma única placa. Sua formação envolve,dessa forma, o crescimento simultâneo e adjacente de duas placas, de forma cooperativa.

Dessa maneira, suas deformações geométricas se acomodam mutuamente, com o efeito de

absorção de muita energia de deformação. Essa é uma característica singular dessa

microestrutura.

Figura 6. (a) Deformação de forma em um único plano. (b) Efeito combinado da deformaçãoem dois planos, com crescimento mútuo da nova microestrutura. (c) Morfologia de duas

placas as quais se acomodaram mutuamente, porém com deformação em planos inclinados.

Fonte: BHADESHIA, H. K. D. H. - Materials Science and Metallurgy – lecture notes

4.3 Nucleação e crescimento

A reação de crescimento da ferrita de Widmanstaetten é razoavelmente bem

compreendida. A taxa de alongamento (crescimento) de uma placa individual pode ser

prevista com certo grau de acurácia, como uma função da composição química da liga

e da temperatura de transformação, se for assumido que o crescimento ocorre sob

condições de equilíbrio a uma taxa controlada pela difusão do carbono na austenita

acima da placa. O raio da ponta (da placa) deve ser tomado de forma que proporcione

a taxa máxima de alongamento.

Em contraste, a nucleação não é conhecida em detalhes. A temperatura de

início pode ser identificada como a mais elevada temperatura de transformação

isotérmica na qual a ferrita de Widmanstaetten é encontrada em quantidadesdetectáveis. Essa temperatura é consideravelmente afetada por elementos de liga.

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A Figura 7 exibe a forma extremamente alongada da perlita de

Widmanstaetten, que pode fragilizar o material em determinadas direções. A Figura 8,

por sua vez, mostra várias placas nucleadas.

Figura 7.Colônia de perlita em torno de uma placa de ferrita de Widmanstaetten nucleada

intergranularmente

Fonte: ALI, A. – Widmanstätten ferrite and bainita in ultra high strength steels – Cambridge

Figura 8. Ferrita de Widmanstaetten nucleada intergranularmente

Fonte: ALI, A. – Widmanstätten ferrite and bainita in ultra high strength steels – Cambridge

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5. BIBLIOGRAFIA

[1] CAHN, R. W., HAASEN, P. – Physical Metallurgy Volume 2 – 4th ed.

[2] CALLISTER, W. D. - Materials Science and Engineering – An Introductio - , 7 th ed.

[3] VOORT, G. F. V. – Microstructure of ferrous alloys – Diretor, Buehler Ltd. Research &

Technology

[4] POLLACK, T. - Materials Science and Metallurgy , 4th ed.

[5] DA COSTA E SILVA, A. L. V. , MEI, P. R. – Aços e Ligas Especiais – 3th ed.

[6] BHADESHIA, H. K. D. H. - Materials Science and Metallurgy – lecture notes

[7] ALI, A. – Widmanstätten ferrite and bainita in ultra high strength steels – Cambridge

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