Universidade Federal de Santa Catarina Centro Tecnológico Departamento de Engenharia Mecânica Curso de Engenharia de Materiais Fundamentos de Engenharia de Materiais 5

CAPÍTULO 1

LIGAS DE FERRO-CARBONO

AUTORES: Carlos Alberto B. Martins - 01237233

Claudio A. Treml Junior - 01237101

Fabiano Franquini - 01237330

Lindomeilo José de Souza - 99137020

Michel Marino Küchler - 01237225

Florianópolis, Março de 2003.

Ligas de Ferro – Carbono

Ferro é o metal mais barato, e depois do alumínio, o mais abundante. O ferro e muitas de suas ligas constituem cerca de 90% de toda a produção mundial. O ferro por si só é usado somente para poucas aplicações relativamente especiais. Grande parte dos ferros são usados na forma de Ferro-Carbono, que são ligas de ferro e carbono com pouca quantidade de outros elementos.

Em 1988, os EUA produziram 99,9 milhões de toneladas de aço. O aço comum ao carbono correspondeu a 77,7% dessa produção. As razões para a importância dos aços comum ao carbono é que eles são fortes, tenazes, dúcteis e baratos, pode ser fundido, trabalhado, usinado e tratado termicamente, com um amplo alcance de propriedades. Infelizmente, aços ao carbono têm baixa resistência a corrosão atmosférica. Mas pode facilmente ser protegido por pintura, esmalte ou galvanização. Nenhum outro material de engenharia oferece uma combinação tão variada de propriedades com um baixo custo como o Ferro-Carbono. Em outras palavras, os paises altamente industrializados continuam vivendo a “era do ferro”, e continuarão no futuro.

Elemento Ferro

Ferro muito puro é produzido somente em pequenas quantidades e usado

principalmente para propósitos de pesquisa. Através de refinamento pode-se obter mais de 99,99% de pureza. A tensão de escoamento desse ferro puro é muito baixa, sendo aproximadamente 7500 psi (tabela 1-1). Um aço menos puro (99,9% de pureza) é produzido comercialmente e tem tensão de escoamento maior (10000 a 20000 psi). Pequenas quantidades de elementos como carbono, manganês, fósforo e enxofre produzem grande aumento da resistência do elemento ferro. As propriedades mecânicas de alguns ferros completamente recozidos estão listadas na tabela 1-1, enquanto outras composições químicas estão na tabela 1-2.

tabela 1-1 Propriedades mecânicas de alguns ferros totalmente recozidos tipo de ferro tensão de ruptura, psi tensão de escoamento, psi alongamento,% ferro com zona refinada 28000 7000 ferro eletrolítico 35000-40000 10000-20000 40-60 (fundido à vácuo) Lingote de ferro 41000 18000 47

O ferro puro existe em três formas alotrópicas: alfa (α), gama (γ) e delta (δ). A

figura 1-1 mostra uma curva de resfriamento idealizada para o ferro puro indicando as faixas de temperatura nas quais cada uma dessas formas cristalográficas são estáveis à pressão atmosférica. Da temperatura ambiente até 910°C o ferro puro tem estrutura cristalina cúbica de corpo centrado (CCC) e é chamado ferro alfa (α). O ferro α é ferromagnético, mais no aquecimento até 768ºC (ponto de Curie), o ferromagnetismo desaparece mais a estrutura cristalina permanece a mesma. O ferro paramagnético α é estável até 910°C e então é transformado em cúbico de face centrada (CFC), ferro gama (γ). Acima de 1403°C o fero gama (γ) é transformado novamente na estrutura CCC como ferro delta (δ), que é estável até o ponto de fusão do ferro puro, a 1535°C. O ferro (δ) tem arestas

maiores do que o ferro (α). A tabela 1-3 resume as propriedades cristalográficas do ferro puro.

tabela 1-2 Composição química de alguns ferros relativamente puros

composição química, % tipo de ferro C Mn P S Si O2 N2 lingote de ferro 0,012 0,017 0,005 0,025 traços ..... ........ eletrolítico 0,006 0,005 0,004 0,005 ..... ........ purificado com H2 0,005 0,028 0,004 0,003 0,0012 0,003 0,0001

tabela 1-3

propriedades cristalinas do ferro puro

formas

alotrópicas forma cristalográfica aresta do cubo A interválo de temperatura alpha CCC 2,86( 70°F) acima de 910ºC gamma CFC 3,65(1800°F) 910-1403°C delta CCC 2,93(2650°F) 1403-1535°C densidade, 7,868g/cm2 ponto de fusão,1535ºC ponto de ebulição 3000°C

O Sistema da Liga Fe-Fe3C

As ligas de Fe-C contêm cerca de 1,2% de carbono e pequenas quantidades de outros elementos são chamados de aços comum ao carbono. Diagrama de Fase Fe-Fe3C

As fases presentes para várias temperaturas numa liga Fe-C resfriadas lentamente e com porcentagem de carbono abaixo de 6,67% são mostradas no diagrama da figura 1-2. Este diagrama de fases não é um verdadeiro diagrama de equilíbrio, pois apresenta a fase cementita (Fe3C), a qual não é uma fase de equilíbrio. Sob certas condições a cementita irá decompor-se nas fases mais estáveis de grafita e ferro. Porém, na prática a cementita (Fe3C) é considerada uma fase de equilíbrio. Por esta razão o diagrama mostrado na figura 1-2 é metaestável.

Fases Sólidas no Diagrama de Fases Fe-Fe3C

O diagrama de fases Fe-Fe3C (Figura 1-2) contém quatro fases sólidas ferrita α, austenita, cementita (Fe3C), ferrita δ. A descrição de cada uma dessas fases está a seguir. Ferrita α: A solução sólida de carbono no ferro é chamada ferrita α, ou simplesmente ferrita. Esta fase tem estrutura cristalina CCC. O diagrama de fases indica que o carbono tem solubilidade significativa somente na ferrita de 0,02% a 723°C. A solubilidade de carbono na ferrita α diminui com o decaimento da temperatura até cerca de 0,008% a 0°C. Os átomos de carbono, por causa dos seus pequenos tamanhos, estão localizados nos espaços intersticiais no arranjo cristalino do ferro. Austenita: A solução do carbono no ferro γ é chamado austenita, sua estrutura cristalina é CFC. A solubilidade do carbono na austenita alcança um máximo de 2,08% a 1148°C e diminui para 0,8% a 723°C (sendo muito maior do que na ferrita). Como na ferrita, os átomos de carbono estão dissolvidos intersticialmente, mas muito maior no arranjo CFC. Esta diferença na solubilidade do carbono na austenita e ferrita α é a base para o endurecimento da maioria dos aços. Cementita: O composto intermetálico Fe-C composto de Fe3C é chamado cementita. O carboneto de ferro (Fe3C) tem limite de solubilidade insignificante e contém 6,67%C e 93,3% Fe. Cementita que é um composto duro e frágil tem uma estrutura cristalina

Fig 1 - O sistema metaestável Fe-Fe3C. Neste sistema binário, há três reações invariáveis importantes: peritética

a 1495°c, eutética a 1148°c, e eutetóide a 723°c.

ortorrômbica com 12 átomos de ferro e quatro átomos de carbono por célula unitária (Figura 1-3).

Ferrita δ: A solução de carbono no fero δ é chamada ferrita δ, com estrutura cristalina CCC, mas com um parâmetro de rede diferente da ferrita α. A solubilidade máxima de carbono na ferrita δ é 0,090% a 1495°C. Reações Invariantes no Diagrama de Fases Fe-Fe3C O diagrama de fases Fe3C possui 3 reações invariáveis, as quais ocorrem a temperatura constante, estas fases são: Reação Peritética :

Líquido(0,53%C) + δ(0,09%C) γ(0,17%C)

Esta reação ocorre a altas temperaturas, normalmente nenhuma ferrita δ estará presente no Ferro-Carbono a temperatura ambiente. Reação Eutética:

Líquido(4,3%C) γ(2,08%C) + Fe3C(6,67%C)

Uma vez que aços comum ao carbono não contêm mais que 1,2%C, a reação eutética não será tratada nos capítulos de aço. Esta reação será importante no estudo dos ferros fundidos, que contém acima de 2%C. Reação Eutetóide:

γ(0,8%C) Ferrita α(0,02%C) + Fe3C(6,67%C) Temperaturas Críticas A temperatura de 723ºC é a temperatura crítica acima da qual a cementita se torna instável quando aquecida lentamente sob condições de equilíbrio. Ela é designada pela

1148°C

1148°C

723°C

Fig 1-3 - A estrutura atômica da

cementita (Fe3C). Carboneto de

ferro (Fe3C) tem uma célula

unitária ortorrômbica de 12 átomos

de ferro e 4 átomos de carbono. As

posições dos átomos de carbono

estão indicadas pelas esferas pretas

e aquelas dos átomos de ferro pelas

esferas brancas.

linha A1 e mostrada na figura 1-4. O símbolo A é derivado da aresta térmica onde pode ser observada sobre aquecimento e resfriamento do ferro puro (figura 1-1). Se os aços comum ao carbono com menos de 0,8%C são aquecidos acima da linha A3, toda a ferrita no aço é transformada em austenita homogênea. Da mesma forma, Se os aços comum ao carbono com mais de 0,8%C são aquecidos acima da linha Acm, toda a cementita é transformada na austenita homogênea.

Quando os aços comum ao carbono são aquecidos ou resfriados através da temperatura de transformação mais rápido do que as taxas de equilíbrio, as temperaturas de transformação são deslocadas como indicadas na figura 1-4. A histerese térmica que ocorre em aquecimento rápido é indicado pela letra c, e no resfriamento pela letra r. A histerese térmica é comum nos tratamentos térmicos industriais do aço quando o resfriamento e o aquecimento rápidos são praticados. Aços Comum ao Carbono Eutético, Hipoeutético e Hipereutético

Um aço comum ao carbono contendo 0,8%C é chamado de aço eutetóide, desde que a transformação eutetóide da austenita para a ferrita e cementita ocorra a essa composição. Se o teor de carbono no aço for menor que 0,8%C, ele é chamado aço hipoeutetóide. A maioria dos aços produzidos comercialmente são aços hipoeutetóides.

Aços contendo mais que 0,8%C são chamados aços hipereutetóide. Quando a quantidade de carbono no aço vai além de 1,2%, o aço torna-se muito frágil, por isso poucos são produzidos com mais de 1,2%C.

Figura 1-4 – transformação de temperatura em ligas de ferro carbono de alta pureza

Resfriamento Lento em Aços Comum ao Carbono Aço Comum ao Carbono Eutetóide

Se uma amostra de aço comum ao carbono (0,8%C) é aquecida a 750ºC e mantida a esta temperatura por tempo suficiente, sua estrutura se transformará em austenita homogênea, com a presença de alguns carbetos insolúveis com alto ponto de fusão, e outras impurezas. Este processo é chamado austenitização.

Se este aço eutetóide é resfriado lentamente sob condições próximas ao equilíbrio, a estrutura se manterá austenítica até pouco acima da temperatura eutetóide (como indicada na figura 1-5.a). Na temperatura eutetóide, ou logo abaixo dela, toda estrutura se transformará em uma estrutura lamelar de discos alternados de ferrita e cementita (o que não representa uma única fase, mas sim uma mistura de duas fases: ferrita α e cementita (Fe3C)).

A figura 1-6 mostra uma micrografia de um aço eutetóide que foi resfriado lentamente num forno, esta estrutura é chamada de perlita. Deve-se notar que esta fase não é uma fase simples, ela é composta pela mistura de duas fases, ferrita e cementita.

Se a regra da alavanca for aplicada a um aço eutetóide resfriado a uma temperatura pouco abaixo da temperatura eutetóide (723ºC), a liga será composta pelas seguintes porcentagens de peso: Wt% ferrita = 6,67 - 0,80% x 100% = 88% 6,67 - 0,02 Wt% cementita = 0,80 - 0,02 = x 100% = 12% 6,67 - 0,02

Portanto, a estrutura perlítica deve ser constituída por aproximadamente 88% de ferrita e 12% de cementita à temperatura ambiente, porque a solubilidade muda muito pouco de 723ºC até a temperatura ambiente.

Fig 1-6 - Microestrutura de um aço eutetóide

resfriado lentamente, constituído por uma

estrutura de perlita eutetóide lamelar.A fase

escura é a cementita e a branca é ferrita

Aço Comum ao Carbono Hipoeutetóide

Se uma amostra de aço comum ao carbono com 0,4% de carbono (aço hipoeutetóide) é aquecida até aproximadamente 900ºC (ponto a da figura 1-7) por um tempo suficiente, esta estrutura se transformará em austenita homogênea. Se esta liga for resfriada para a temperatura de 775ºC (ponto b figura 1-7), a ferrita proeutetóide irá nuclear heterogeneamente nos contornos de grãos da austenita. Se a liga for continuamente resfriada da temperatura do ponto b para o ponto c, a ferrita proeutetóide continuará a crescer dentro da austenita até aproximadamente 50% da amostra a ser transformada. O excesso de carbono da ferrita que foi formado será rejeitado na interface austenita-ferrita dentro da austenita remanescente, que se torna rica em carbono. Enquanto a liga é resfriada da temperatura do ponto b até o ponto c a porcentagem de carbono da austenita remanescente aumentará de 0,4 a 0,8%. A 723ºC, se a condição de equilíbrio permanecer, a austenita remanescente será convertida para perlita pela reação eutetóide: austenita � ferrita + cementita. A ferrita dentro da perlita é chamada de ferrita eutetóide, diferentemente da ferrita proeutetóide que é formada primeiro. Ambos tipos de ferrita têm a mesma composição nas condições próximas do equilíbrio.

Utilizando a regra da alavanca logo acima de 723ºC (no ponto c da figura 1-7), a porcentagem de ferrita proeutetóide e a porcentagem de austenita podem ser calculadas por:

Fig1-7 - Transformação de um aço hipoeutetóide com resfriamento lento.

Wt% α proeutetóide = 0,80 - 0,40 x 100% = 50% 0,80 - 0,02 Wt% austenita = 0,40 - 0,02 x 100% = 50% 0,80 - 0,02 Desde que toda a austenita remanescente reagirá para formar a perlita na temperatura eutetóide de 723ºC, a porcentagem de peso da perlita será igual a porcentagem de peso da austenita. Então haverá aproximadamente 50% da perlita presente nesta liga abaixo de 723ºC. Desde que o decréscimo da solubilidade sólida do carbono da temperatura eutetóide para a temperatura ambiente é muito sensível (isto é, de 0,02% para aproximadamente 0), não haverá diferença nas quantidades relativas da ferrita proeutetóide e perlita na temperatura ambiente. A figura 1-8 mostra a microestrutura de um aço hipoeutetóide 0,35%C que foi austenitizado e resfriado a temperatura ambiente.

Aço Comum ao Carbono Hipereutetóide

Se um aço comum ao carbono hipereutetóide for resfriado lentamente, a fase proeutetóide neste caso é a cementita. Considere o resfriamento de um aço comum ao carbono for austenitizado a 950ºC (ponto a na figura 1-9). Se este aço é resfriado lentamente para a temperatura do ponto b, a cementita proeutetóide começará a nuclear e crescer nos contornos de grão da austenita. Se a liga for continuamente resfriada do ponto b para o c, a cementita proeutetóide continuará a se formar e expulsará o carbono para a interface austenita-cementita. Se as condições de equilíbrio estiverem presentes durante o resfriamento da temperatura do ponto b ao c a porcentagem média do carbono da austenita irá diminuir de 1,2 a 0,8%. A 723ºC a austenita será transformada em perlita pela reação eutetóide. A cementita na perlita é chamada de cementita eutetóide, para diferenciar da cementita proeutetóide.Utilizando a regra da alavanca, pode-se concluir que: Wt% Fe3C pro. = 1,2 – 0,8 x 100% = 6,8%

Figura 1-8 – Microestrutura de

um aço hipoeutetóide com

0,35% de carbono. O

constituinte branco na

microestrutura é a ferrita

proeutetoide,o constituinte

escuro é a perlita

6,67 – 0,80 Wt% austenita = 6,67 – 1,2 x 100% = 93,2%

É interessante salientar que com a concentração de 0,4%, nos aços hipoeutetóides,

há 50% de ferrita proeutetóide, enquanto nos aços hipereutetóides, com concentrações acima de 0,8%C, há somente 6,8% de cementita proeutetóide. A diferença nessa concentração de constituintes proeutetóides se dá pela diferença no tamanho dos campos das fases do diagrama Fe-C. No caso de 0,4%C, o campo se estende somente de 0,025 até 0,8%C. Entretanto, no caso do aço com 1,2%C, o campo se estende de 0,8 até 6,67%C.

Fig 1-9 - Transformação de um aço hipereutetóide com 1,2% C.

Transformação Isotérmica de um Aço Comum ao Carbono Eutetóide

Este tipo de transformação é estudado analisando-se o comportamento de aços

austenitizados que foram rapidamente resfriados, a temperaturas abaixo da temperatura eutetóide, e posteriormente foram isotermicamente mantidos. Desta maneira pode-se acompanhar a decomposição da austenita através de diversas análises, separadas por intervalos de tempo controlados.

Figura 1-10- microestrutura de um aço

hipereutetóide com 1,5 % de carbono.

Nesta microestrutura a cementita

aparece a fase clara.o qual foi formada

nos contornos de grãos da austenita

formadora. A estrutura remanescente

constitui a perlita lamelar

Figura 1-12- Experimento para acompanhar as mudanças microestruturais que ocorrem

durante a transformação isotermal de um aço comum ao carbono eutetóide à 705ºC.

Depois da austenitização as amostras são temperadas num banho de sal à 705ºC,mantido

pelo tempo indicado, e depois é temperado em água à temperatura ambiente.

Considere a transformação isotérmica de um aço eutetóide (0,80%C), como mostrada na figura 1-12. As amostras são primeiro austenitizadas a 760ºC, o que resulta numa estrutura austenítica policristalina (figura 1-13a). O aço é, portanto, resfriado rapidamente em banho de sal a 705ºC e após 5,8 min perlita começa a nuclear e crescer nos contornos de grão da austenita (figura 1-13b). Após 19,2 min aproximadamente 25% da austenita é transformada em perlita (figura 1-13c) e após 22 min a reação acelera, e 50% da austenita se torna perlita (figura 1-13d). Somente 2 min a mais (totalizando 24,2 min) 75% da austenita se torna perlita (figura 1-13e). Após isso a reação desacelera e somente após 66,7 min ela está completa (1-13f).

A análise de tais transformações pode ser feita através do estudo de diagramas TTT

(Tempo, Temperatura e Transformação) (figura 1-14), que indica qual será a microestrutura final do material dependendo do tratamento ao qual ele for submetido. Por exemplo: se um Ferro-Carbono eutetóide é temperado da temperatura de austenitização à temperatura ambiente, uma nova fase metaestável será formada: martensita. Se um aço eutetóide for temperado até uma temperatura entre 250 e 550ºC e transformado isotermicamente, uma estrutura intermediária entre martensita e perlita será formada: bainita. As microestruturas da perlita, martensita e bainita associados com o diagrama de transformação isotérmica são mostrados na figura 1-15.

Fig 1-13 - Microestruturas

mostrando as mudanças na

transformação isotérmica de

austenita em perlita de um

Aço comum ao Carbono

eutetóide.

Transformação da Austenita em Perlita Mecanismo e Morfologia

Se uma amostra homogênea de um aço eutetóide é temperada da região austenítica, em particular da temperatura entre 723 e 550ºC, a nucleação e crescimento da perlita ocorrerão como indicado no diagrama de transformação isotérmica da figura 1-16.

Nucleação e crescimento da perlita lamelar: Se a austenita é homogênea, a nucleação da perlita ocorrerá primeiro no contorno de grão, pois são energeticamente favoráveis a nucleação e tem caminhos mais rápidas para a difusão do que áreas interiores aos grãos.

Vamos assumir que a cementita lamelar na nucleação da perlita é formada primeiro (figura 1-17a). A austenita na região adjacente da cementita será empobrecida de carbono e, como conseqüência, quando o teor de carbono da austenita diminuir até um nível suficientemente baixo, a camada adjacente da ferrita se formará (figura 1-17b). A placa de ferrita crescerá na direção da austenita até uma quantidade suficiente de carbono ser rejeitada até que uma nova lamela de carbono possa ser produzida (figura 1-17c). Eventualmente, um novo lugar de nucleação da cementita pode se formar e começar uma nova colônia, avançando na outra direção (figura 1-17d e e). A estrutura de um aço eutetóide que foi parcialmente transformado em perlita a 700°C é mostrada na figura 1-18.

Figura 1-14 - Diagrama de transformação isotermal de um aço comum ao carbono eutetóide

mostrando sua relação com o diagrama de fase do Fe-Fe3C.

Figura 1-15- Diagrama de transformação de um aço eutetóide

Fig 1-16 - Diagrama

de transformação

isotérmica para um

aço eutetóide

indicando o caminho

de resfriamento para

a formação da

perlita.

Figura 1-17- nucleação e crescimento da perlita

Os nódulos de perlita crescem dos núcleos ao longo dos contornos da austenita e continuam a crescer radialmente até eles impedirem um ao outro. No interior de cada nódulo perlítico há colônias de alternância entre ferrita e cementita lamelar, todas com a mesma orientação.

Um gráfico da porcentagem de perlita transformada versus tempo de procedimento

é uma curva sigmoidal (figura 1-20a). No primeiro estágio, a taxa de transformação da austenita em perlita é lenta e como somente uns poucos nódulos de perlita são nucleados e crescem. Este estágio pode ser considerado um período de incubação. No segundo estágio, a taxa de transformação é altamente acelerada e como muitos novos núcleos são formados e crescidos, enquanto o crescimento dos nódulos existentes prossegue. Finalmente um terceiro estágio é alcançado quando a taxa de transformação diminui, uma vez que a taxa de nucleação diminui e continuam a crescer os nódulos perlíticos existentes, eles são impedidos pela interação entre si (figura 1-20b).

Fig 1-18 - Aço eutetóide que foi parcialmente

transformado em perlita a 700°C.

Figura 1-20 a Curva idealizada da transformação isotérmica

Efeitos da Temperatura

A decomposição da austenita em perlita envolve duas variáveis importantes, ambas que são extremamente dependentes da temperatura. Elas são a taxa de nucleação N da perlita e taxa de crescimento G. A taxa de nucleação aumenta quando a temperatura de transformação é abaixada. A taxa de crescimento é dependente da difusão, e já que, como a temperatura da transformação diminui, a taxa de crescimento diminui também..

Figura 1-20 b- curva de reação à 680ºC isotérmica para um aço eutetóide

austenetizado a 800ºC para 1, 6, 16 ,70, e 20 min

Figura 1-21 taxa de

nucleação e

crescimento das

colônias de perlita em

um aço eutetóide em

função da temperatura

A taxa de transformação da austenita para perlita em uma temperatura irá depender também da taxa de nucleação da perlita, N, e da taxa de crescimento de grão, dos nódulos perlíticos.A relativamente altas temperaturas, um pouco abaixo de 723ºC, a taxa de nucleação será relativamente baixa para uma pequena variação de temperatura e alto crescimento de grão para alta taxa de difusão (figura 1-21). Então a razão N/G será pequena. A esta temperatura, a nucleação crescerá rapidamente em grandes nódulos perlíticos que pode atravessar os contornos de grão e consumir um grande número de grão austenítico antes de se empilhar um com o outro.

Quando a temperatura de transformação é abaixada, a taxa de nucleação aumenta

tão rápido quanto a taxa de crescimento de grão como indicado na figura 1-21. Então a razão N/G será grande. Como resultado, nos primeiros estágios de transformação os grãos de austenita serão contornados por nódulos de perlita. Isto é claramente mostrado no aço eutetóide da figura 1-22, nos quais os estágios iniciais da transformação ocorrem à 550ºC.

O espaçamento interlamelar da perlita diminui com a diminuição da temperatura, com uma alta taxa de nucleação, os átomos de carbono não tem migração para longe, na forma de lamelas de ferrita-cementita. O aumento da energia livre da transformação é tão alto quanto o grau de sub-resfriamento o qual alimenta a energia interfacial da fina lamela de ferrita-cementita formada a baixas temperaturas. A figura 1-23 mostra como os espaços interlamelar da perlita em u aço euteóide diminui com o aumento da temperatura.

Figura 1-22- Aço eutetóide

parcialmente transformado em perlita

a 550ºC

Efeitos do Tamanho de Grão

O tamanho de grão da austenita afetará a transformação austenita em perlita um vez que a taxa de nucleação é sensível a estrutura. A nucleação ocorre em regiões de alta energia. Na austenita homogênea, a nucleação perlítica ocorre quase exclusivamente no contorno de grão. Então um mais fino tamanho de grão austenítico iniciará mais nucleação para os nódulos de perlíticos e formará uma estrutura perlítica mais fina. O tamanho de grão austenítico que tem sido encontrado não tem efeito nenhum no espaçamento interlamelar da perlita. O espaçamento interlamelar é determinado pela temperatura de transformação. Para uma certa temperatura, a taxa de nucleação e difusão determinará o espaçamento (figura 1-23) A Resistência da Perlita

Em geral, a estrutura perlítica é menos resistente que as estruturas martensítica ou bainítica. Com a diminuição da temperatura da transformação austenita-perlita (723°C para 550°C), o espaçamento interlamelar da perlita diminui (figura 1-23). A resistência na perlita fina é maior do que na perlita grosseira pois as discordâncias encontram mais dificuldade em atravessar a estrutura lamelar fina de ferrita e cementita.

Para aços eutetóides o aumento da tensão de escoamento varia inversamente com o espaçamento interlamelar da perlita. A figura 1-24 mostra esse efeito. Para estes aços eutetóides a tensão de escoamento pode ser relacionado com o espaçamento interlamelar pela expressão :

σy(Mpa) = 139 + 46,4S-1

Figura 1-23- Relação entre o

espaçamento e o grau de

resfriamento em um aço

eutetóide.

Transformação da Austenita em Martensita

Quando um aço comum ao carbono eutetóide é resfriado rapidamente da região austenítica, ele não cruza a curva TTT (Fig. 1-25) e uma nova fase chamada martensita é formada, a uma temperatura abaixo de 220°C.

A martensita é uma estrutura metaestável constituída de solução sólida supersaturada de carbono na ferrita. O estudo da transformação martensítica é importante pra engenharia pela capacidade que a martensita possui de endurecer e aumentar a resistência de muitos aços.

Fig 1-24– Efeito do mínimo

espaçamento interlamelar

da perlita em aços

eutetóides na tensão de

escoamento.

Características da Transformação Martensítica em Aços Comum ao Carbono

Uma característica importante é que são formadas várias estruturas diferentes, observáveis ao microscópio óptico e o que determina qual o tipo de estrutura a ser formada é a quantidade de carbono no aço. Quantidades baixas de carbono (0,2% em peso) origina uma estrutura de ‘ripas’ bem definidas (Figura 1-261a). Aumentando a quantidade de carbono (0,6% em peso) começa a ser formada uma estrutura em forma de discos (Figura 1-26-b). Aumentando ainda mais a quantidade de carbono (1,2% em peso), surge uma estrutura de discos bem formados, formando uma barreira (Figura 1-26c).

(a) (b) (c)

Fig 1.26 – Efeito da quantidade de carbono na estrutura da martensita: a) tipo ripas; b)mistura de ripas e

discos; c) tipo disco.

Outra característica importante da transformação martensítica é que ela não é

difusional. A reação ocorre tão rapidamente que os átomos não têm tempo de se misturarem. Parece não haver nenhuma barreira de energia térmica de formação para prevenir sua formação.

Parece não haver nenhuma mudança na composição original da fase depois da reação martensítica e cada átomo tende a preservar seus vizinhos originais. As posições

Fig 1-25 – Diagrama de

transformação isotérmica para

aço eutetóide indicando modo

de resfriamento para formação

da martensita.

relativas dos átomos de Carbono e Ferro são as mesmas nas estruturas martensíticas e austeníticas.

A estrutura cristalina produzida pela transformação martensítica muda de CCC para TCC (tetragonal de corpo centrado) assim que a quantidade de carbono no aço é aumentada. Para baixas quantidades de carbono, a austenita se transforma em ferrita-alpha. Aumentando-se a quantidade de carbono, a estrutura CCC se transforma em TCC. A estrutura TCC é produzida primeiramente pela diferença de solubilidade sólida do carbono na austenita (CFC) e ferrita (CCC). A figura 1-27 a e b mostra o arranjo atômico dessas três estruturas. Esta mudança nos espaçamentos intersticiais causa uma distorção na estrutura CCC ao longo do eixo c para acomodar o excesso de átomos de carbono (figura 1-27c).

A transformação martensítica começa a uma determinada temperatura denominada temperatura Ms (Figura 1-28). Quando ligas de ferro-carbono austenitizadas são resfriadas, a martensita começa a se formar assim que a temperatura Ms é atingida. Como a temperatura continua diminuindo durante o resfriamento da liga, mais austenita se transforma em martensita, até que a temperatura Mj (temperatura final de transformação martensítica) é atingida. Porém, nem todos aços-carbono podem ser transformados 100% em martensita e quanto maior a quantidade de carbono, maior vai ser a quantidade de austenita retida após o término da transformação martensítica.

Em aços alto-carbono, discos martensíticos são formados por um deslocamento ou deslizamento, processo de transformação que causa deformação superficial. A Morfologia da Martensita em Ligas Fe-C

O tipo de martensita formado depende da quantidade e carbono na liga. Existem dois tipos principais: o tipo I, martensita tipo ripas; e o tipo II, martensita tipo discos. A martensita em ripas é característica de ligas Fe-C com até 0,6 % (figura 1-28) de carbono. Acima de 1,0 % de carbono, é característico a martensita em discos e com teores de carbono entre 0,6 e 1,0 %, é onde ocorre a transição da fase de ripas pra fase de discos, então surge uma estrutura que mistura as estruturas de ripas e discos.

Fig 1-27 – Posição intersticial dos

átomos de carbono nas células unitárias

das estruturas CCC, CFC e TCC.

Tipo I – Martensita em ripas: em ligas Fe-C de baixo carbono, consiste em grupos de lamelas separadas por contornos de grão de baixo ou alto ângulo (figura 1-26 a). A estrutura com as lamelas martensíticas é altamente deformada consistindo de regiões com alta densidade de deslocamento tangencial. A estrutura é uma repetição regular de ripas, de diferentes tamanhos e algumas direções por todo o domínio martensítico. A formação do domínio em ripas acredita-se ser resultado da fase frontal que se propaga por toda a região da matriz austenítica. Assim, apenas uma pequena quantidade de austenita retida é encontrada nesse tipo de aço figura (1-30).

Fig 1-28 – Efeito da

quantidade de carbono na

temperatura de início da

transformação martensítica

para ligas Fé-C.

Figura 1-30- austenita retida em ligas Fe-C temperadas em função de quantidade de carbono

Tipo II – Martensita em discos: a estrutura da martensita em ligas Fé-C de alto teor carbônico consiste em discos agulhados de martensita, muitas vezes cercada por regiões de austenita retida. Os discos são criados tendo hábitos de cisalhar em planos irregulares, dependendo da quantidade de carbono. Em aços com 1,0% de carbono, a estrutura Fe-C martensítica é formada para ter exclusivamente martensita em discos e austenita retida. Em contraste os aços martensíticos baixo-carbono são formados independentemente em planos específicos dentro da austenita e terminam e, ou começam em outros planos específicos. Os discos em martensita alto-carbono variam em tamanho e têm uma estrutura de camadas paralelas finas (figura 1-31).

Tipo III – Martensita mista de ripas e discos: há a formação de uma fase transitória, constituída de uma mistura da fase em ripas e da fase em discos para aços com teor de carbono entre 0,6 e 1,0% (figura 1-28). Com o aumento do teor de carbono, a quantidade de martensita em discos aumenta e a martensita em ripas diminui. Kelly e Nutting descobriram que o fator que determina qual o tipo de martensita se formará é a temperatura de transformação na qual os grãos de cada tipo de martensita são formados. Eles acreditam que se a temperatura Ms para uma liga Fe-C fosse abaixo da temperatura de transformação crítica, uma maior quantidade de martensita tipo discos se formaria. A quantidade de carbono no aço é que controla a temperatura Ms e assim, pode determinar qual o tipo de martensita irá se formar. Portanto, existe um campo de temperaturas onde é formada a estrutura mista de ripas e discos correspondente à faixa de composição entre 0,6 e 1,0 % de carbono. Essa faixa de temperaturas para aços entre 0,6 e 1,0 % é de 200°C a 320°C. Mecanismos de Formação da Martensita em Aços-Carbono

A transformação da austenita em martensita ocorre pelo fato de se ultrapassar a temperatura crítica, denominada temperatura Ms. A martensita é estruturalmente estável e possui menos energia livre. A reação martensítica em ligas Fé-C é não-difusiva e por isso ela se forma sem uma mistura dos átomos. A reação martensítica ocorre com um rearranjo cooperativo dos átomos e o deslocamento relativo de um átomo não é maior que a distância interatômica. Certos aspectos da reação martensítica foram estabelecidos. Alguns deles são:

Figura 1-31 Placas de

martensita mostrando

maclação fina.

O grau de tetragonalidade da martensita aumenta com o aumento da quantidade de carbono. A figura 1-32 mostra como o eixo c da célula unitária aumenta de 2,86 Ângstrons na estrutura CCC para 3,08 Ângstrons na estrutura TCC. Correspondentemente, o eixo a diminui de 2,86 Ângstrons para 2,83 Ângstrons. Esta distorção da célula unitária CCC para célula unitária TCC é uma conseqüência direta da pressão exercida pelos átomos de carbono da solução supersaturada que é a martensita.

A mudança da morfologia das ligas Fé-C com o aumento da quantidade de carbono é acompanhado por mudanças no modo de deformação por deslizamento de planos. O que causa a mudança não é totalmente conhecido. Sabe-se que quanto mais alta a concentração de carbono na martensita, maior é a tendência de formar discos maclados. Temperaturas Ms mais baixas causam um aumento desses discos gêmeos na estrutura martensítica. Para aumentar a resistência da martensita é necessário baixar a temperatura Ms, aumentando o teor de carbono dissolvido, o que favorece o surgimento dos discos maclados. Modos de deformação

Algumas explicações são supostas: Escorregamento Como Modo de Deformação na Formação da Martensita

Para explicar o que é observado experimentalmente há uma alta densidade de discordâncias encontrado na martensita tipo ripa. Estas discordâncias dariam forma para aliviar os níveis muito elevados da energia de tensão local, dada pela taxa rápida da formação da martensita. Dariam formas mais ou menos uniforme durante todo domínios simples da martensita para acomodar a energia de tensão aumentada. Como resultado uma

Fig 1-32 – Variação de alguns

parâmetros da austenita e da

martensita em função da

quantidade de carbono.

acomodação de discordâncias de alta densidade seria formada, como é observado na martensita em ripas. Maclação como Modalidade de Deformação na Formação da Martensita

Com índices mais elevados do carbono, a reação martensítica torna-se cada vez mais difícil, como é indicado pelo aumento em uma quantidade da austenita retida sob aquelas condições e pelos efeitos de abaixar a temperatura MS (figura 1-30). Enquanto ocorrer o descrito acima, a maclação se tornam cada vez mais a modalidade predominante da deformação enquanto o índice do carbono aumenta.

Enquanto a temperatura da transformação é abaixada, o deslizamento torna-se cada vez mais difícil. O fator importante parece ser os valores relativos de tensão crítica cisalhante para maclação e deslizamento em uma dada temperatura e composição da liga. Wasilewski1 sugeriu que a maclação ocorre como meio de impedir a falha da lacuna quando as energias de tensão suficientemente elevadas acumulam localmente. Assim uma parte significativa da tensão de escoamento gerada pela reação martensítica em temperaturas mais baixas pode ser acomodada no limite coerente de macla/matriz, abaixando desse modo a energia livre na martensita. Desta forma, muitas vezes a tensão de escoamento nas placas martensíticas das ligas de elevado carbono contendo Fe-C não pode ser acomodado pela maclação, trincando (figura 1-33).

A mudança da forma que ocorre durante a formação de uma placa martensítica em

uma liga alto-carbono Fe-C é mostrada esquematicamente na Figura. 1-34. Deformação por maclação ocorrerá para que este tipo de distorção ocorra durante a transformação da austenita para placas de martensita. Neste processo, a superfície do cristal é inclinada como mostrado em Figura 1-35 para uma liga de Fe-1.86%-C. A relação entre os planos da rede austenítica e aqueles da martensita não está desocupada desde que muitas relações diferentes foram propostas. Entretanto, a relação citada geralmente para ligas de Fe-C com 0,5 a 1,4% C é:

(111)γ║(101)α com [1‾10]γ║[10‾1)α,

Figura 1-33

Microestrutura de uma

amostra de Fe – C

martensita com 0,93%,

mostrando as trincas na

placa de martensita

Nucleação e Crescimento da Martensita:

Aceita-se geralmente que os embriões martensíticos dão forma a partir da matriz austenítica em temperaturas elevadas e que os embriões devem ser ativados para crescer imediatamente quando a MS é alcançada. Locais favoráveis à nucleação, de acordo com Olson e Cohen, são contornos de grão, interfaces incoerentes de macla, e inclusões.

Grupos de discordâncias podem interagir pela deformação plástica para fornecer um local apropriado para nucleação.

A força motora para o crescimento da martensita é a energia liberada ao formar uma estrutura de baixa-energia. As tensões necessárias para produzir as ripas ou as placas martensíticas são mais do que compensadas pelo volume de energia livre liberada pela formação da fase martensítica. Depois que as placas martensíticas são nucleadas, crescem rapidamente até que alcancem o outro limite da placa ou do grão, e às vezes aumenta sua espessura ligeiramente antes de parar.

Fig. 1-34 - Forma de deformação da placa

martensítica. (a) Diagrama esquemático da

mudança de forma. (b) Forma de deformação em

uma liga do Fe-1.86%C. (c) Protuberância na

austenita causada pela formação da placa de

martensita.

Fig. 1-35 - Esquema representando a

transformação martensítica alto-

carbono em ligas Fe-C.

Cinética da Formação de Martensita nas Ligas Ferro-Carbono

Velocidade da Transformação Na formação da martensita não ocorre difusão, ela somente é formada durante o

processo de resfriamento e não isotermicamente. A fração da martensita que é formada depende somente da temperatura a que é resfriada. Assim, no diagrama TTT, linhas horizontais indicam a porcentagem de martensita em uma determinada temperatura. Uma reação dependente somente da temperatura na qual a martensita é temperada, é denominada transformação atérmica. A porcentagem de martensita formada em uma temperatura particular não depende da taxa resfriamento uma vez que uma taxa resfriamento critica é alcançada, mas depende da composição da liga e do histórico térmico e mecânico.

O fato que as placas martensíticas crescerem rapidamente necessita de pouca ou nenhuma energia de ativação para seu crescimento. A velocidade do crescimento das placas em alguns casos aproxima-se da velocidade do som. A formação das placas ocorre às vezes por estouros tais que as tenções produzidas pela formação das placas iniciais catalise a nucleação de outra. Estabilização

Considere uma amostra de uma liga de ferro-carbono austenítico que esteja sendo rapidamente resfriado para formar a martensita. Se o resfriamento for parado para algum intervalo do tempo, l s, em alguma temperatura abaixo da MS, a reação martensítica será parada, e a martensita é dita estabilizada. Nenhuma transformação adicional além de austenita para martensita ocorrerá mesmo que haja uma diferença suficiente de energia livre para que a reação continue. Se o resfriamento de uma liga estabilizada for recomeçado, uma determinada quantidade de sub-resfriamento é necessária para começar outra vez a reação austenita-martensita, e quando ocorre, freqüentemente começa com um estouro. Uma teoria para esclarecer a estabilização é que os átomos de carbono difundem para as discordâncias na martensita, impedindo assim seu movimento adicional enquanto a reação está parada. Resistência e Dureza da Martensita em Ligas de Fe-C

O endurecimento produzido na martensita é diretamente proporcional ao seu teor de carbono. Este relacionamento é demonstrado claramente na Fig. 1-36, que mostra a dureza de ligas martensíticas de ferro-carbono inteiramente endurecidos em função da quantidade de carbono.

Martensita Baixo-Carbono

Quatro diferentes efeitos de endurecimento do carbono em martensitas baixo-carbono foram identificados por Speich e por Warlimont. Estes são: 1- Refino do tamanho da célula de martensita com o aumento do teor de carbono; 2- Segregação do carbono às paredes da célula de martensita durante a têmpera; 3- Endurecimento por solução sólida; 4- Endurecimento por dispersão devido à precipitação do carboneto durante a têmpera.

Em índices de baixo-carbono, martensita em ripas é formada com uma densidade elevada de discordâncias arranjadas em discos. Esta estrutura da célula é associada com um aumento na força nas martensitas baixo carbono.

A tensão necessária para mover as discordâncias através de uma rede densa de discordâncias e uma estrutura fina de martensita em ripas é certamente um importante mecanismo de endurecimento em martensitas de baixo carbono. Os itens 2 e 4 certamente contribuem para variações nos graus de endurecimento de martensitas baixo-carbono.

A Figura 1-37 mostra o efeito destes mecanismos na força das martensitas baixo carbono nas escalas de 0,01 a 0,18%C.

Fig. 1-36 - Dureza aproximada

da liga ferro-carbono

martensítica inteiramente

endurecido em função da

porcentagem de carbono. A

região hachurada indica

alguma perda possível da

dureza devido ao formação do

austenita retida, que é mais

dúctil do que a martensita.

Martensita Alto Carbono

Com o teor de carbono mais elevado nas ligas Fe-C, endurecimento por solução sólida é o mecanismo de endurecimento dominante, como é evidenciado pela distorção da rede do ferro de CCC para tetragonal. O aumento na dureza do ferro pode ser correlacionado com o aumento da distorção da rede. Entretanto, a introdução de numerosas maclas na placa da martensita também poderia ser um outro mecanismo de endurecimento.

Fig. 1-37 - Variação da tenção de escoamento da martensita baixo-carbono em função

da raiz quadrada da porcentagem de carbono.