Condições para a ocorrência da transformação da ferrite acicular em aços HSLA

Mecanismo de transformação da ferrite acicular

O mecanismo de transformação da FA ainda é controverso. Por diferentes pesquisadores, foi sugerido como sendo similar a várias microestruturas comuns em aços, incluindo bainita granular (GB) , ferrita quase poligonal (QF) , ferrita Widmanstätten (WF) e ferrita bainítica (BF) . Diferentemente, uma mistura dessas microestruturas foi considerada como AF na pesquisa .

No entanto, em nossa opinião, a AF deve ser classificada como um tipo de produto de transformação bainítica. Este julgamento é apoiado por muitas características associadas com a transformação e microestrutura da FA. Por exemplo, em um teste de holding isotérmico, ocorre uma transição de FA para FA, o que significa que as transformações de FA e FA podem prosseguir sob as mesmas condições termodinâmicas. Além disso, quando a transformação da FA está quase terminada depois de uma longa imobilização isotérmica a 600 °C, a fração de volume final da FA foi de apenas 51%, correspondendo bem ao fenômeno de transformação incompleta da transformação bainítica. Quanto às características da microestrutura, a falta de limites com ângulos de desorientação entre 21° e 47° nas microestruturas da FA sugere que a FA mantém uma relação de orientação próxima de Kurdjumov-Sachs (K-S) com a austenita mãe, o que significa que a transformação da FA é displaciva. Adicionalmente, foi encontrado em muitas observações TEM que as ripas de FA contêm uma maior densidade de deslocamentos do que as associadas aos produtos de transformação reconstrutiva, e a microestrutura da FA consiste em várias subunidades paralelas com um tamanho inferior a 1 μm que se assemelham à morfologia do molho de ferrite bainítica. Em resumo, a FA apresenta comportamentos de transformação e microestrutura similares aos da bainita; portanto, é razoável dizer que o mecanismo de transformação da FA é de fato bainítico, o que também é concordado por muitos outros pesquisadores .

Transição de FA para FA

Embora o mecanismo de transformação da FA seja bainítico, a FA tem uma morfologia bastante diferente em comparação com a da FA. A formação da FA pode ser explicada pela existência de sítios de nucleação intragranular introduzidos pela deformação da austenita.

O processo de nucleação da bananita relaciona-se com a dissociação espontânea de deslocamentos específicos na austenita mãe , que foi originalmente proposta para nucleação de martensita por Olson e Cohen . Durante a nucleação, os deslocamentos existentes se dissociam nos planos mais próximos, formando grupos de falhas de empilhamento, e esses grupos de falhas de empilhamento tornam-se instáveis e passam por uma transformação espontânea durante o resfriamento. Os deslocamentos envolvidos são glissulares, de modo que este mecanismo não requer a difusão dos átomos da malha, o que corresponde bem à baixa temperatura de transformação da bananita e martensita em que a ativação térmica está em falta. Apesar do mecanismo de nucleação semelhante entre a martensite e a bainite, a partição do carbono é necessária durante a nucleação da bainite para garantir uma redução da energia livre, devido à maior temperatura de transformação da bainite .

Que a martensite se nucleia prontamente em matrizes de luxação densamente empilhadas tem sido amplamente aceita , e a potência deste local de nucleação foi proposta para ser determinada pela quantidade de luxação na matriz e o núcleo requer uma quantidade crítica de luxações no interior para ser suficientemente potente . Portanto, além dos limites dos grãos de austenita, onde arrays de luxação densamente empilhados podem ser acomodados, arrays de luxação intragranular introduzidos pela deformação de austenita também podem atuar como locais de nucleação para a transformação martensítica. Além disso, o campo de deformação de um ripado de martensite pode interagir com o campo de deformação do local de nucleação intragranular, uma região altamente deformada, de modo que a barreira energética livre para a nucleação possa diminuir . Mais convincentemente, foram encontrados blocos de martensita desenvolvendo-se a partir de limites de sub-grain introduzidos pela deformação da austenita através da técnica de microscopia confocal de varredura a laser in situ .

Desde que o mecanismo de transformação da FA é bainítico, a nucleação da FA deve ser similar à da martensita com o requisito adicional de partição de carbono, como ilustrado acima. É razoável supor que matrizes de deslocamento densamente empilhadas introduzidas intragranularmente pela deformação da austenita possam atuar como locais de nucleação da FA. Na verdade, a nucleação da FA tem sido encontrada em várias subestruturas de deformação, como bandas de deformação e paredes de células de deslocamento. Portanto, apesar de uma ampla gama de taxas de resfriamento utilizadas (5-50 °C s-1) nesta pesquisa, para amostras não deformadas (deformação2 = 0) ou ligeiramente deformadas (deformação2 = 0,1), as ripas nucleadas principalmente em PAGBs onde arrays de luxação densamente empilhados podem ser acomodados, e essas ripas finalmente se desenvolveram em pacotes de BF com uma morfologia paralela como mostrado nas Figs. 3 e 4a, b. Por outro lado, quando a austenita está fortemente deformada, uma alta densidade de luxações foi introduzida nos grãos de austenita, e essas luxações atuaram como sítios de nucleação intragranular, levando às ripas nucleadas intragranularmente, que finalmente se desenvolveram nas microestruturas dominantes da FA, como mostrado nas Figs. 4c, d e 5a-c. Portanto, como a deformação2 aumentou de 0 para 0,5, ocorreu uma transição da FA para a FA, Fig. 4, destacando o fato de que a deformação da austenita é necessária para a transformação da FA em aços HSLA.

FTornos de FA nucleados intragranularmente nas subestruturas de deformação não se desenvolvem em uma morfologia paralela em larga escala, pois o desenvolvimento de uma morfologia paralela é sufocado pelo impacto entre as ripas de FA adjacentes nucleadas. Na verdade, várias ripas AF paralelas adjacentes formam um pacote em pequena escala e diferentes pacotes têm diferentes direções de alongamento . Os pacotes de FA colidirão com outros pacotes formados em locais de nucleação próximos, o que impede a formação de uma morfologia paralela geral e provoca a morfologia irregular da FA .

A transição da FA de fronteira nucleada BF para FA intragranularmente nucleada leva ao aumento da densidade do HAGB, Fig. 8, e à redução do tamanho efetivo do grão, Fig. 10a. Durante a transformação da bainita, ocorre uma forte seleção de variantes e sob taxas de resfriamento relativamente lentas ou altas temperaturas de transformação, a seleção de variantes favorece principalmente os pares de variantes com baixos ângulos de desorientação entre elas, resultando na baixa densidade de HAGB, Fig. 8e-f, e no grande tamanho efetivo do grão, Fig. 10a. Entretanto, para as microestruturas dominantes na FA, a deformação da austenita aumenta os sítios de nucleação intragranular, portanto, mais núcleos de ripas diretamente nos sítios de nucleação intragranular ao invés de se nuclear simpaticamente na forma de pares de variantes. A formação dessas FA intragranularmente nucleadas pode enfraquecer o mecanismo de seleção de variantes e, assim, mais tipos de variantes e, portanto, limites podem ser gerados em cada grão de austenita. Conseqüentemente, aumentando a fração da FA intragranularmente nucleada pela deformação da austenita, pode-se obter maior densidade de HAGBs e menor tamanho efetivo do grão.

Transição da FA para BF

No entanto, atendendo à condição de introdução de sítios de nucleação intragranular, a transformação da FA não acontece necessariamente como mostrado na Fig. 7f com uma taxa de resfriamento de 50 °C s-1. Para esta amostra, uma alta densidade de sítios de nucleação intragranular já havia sido introduzida na austenita por deformação (deformação2 = 0,5), mas o produto de transformação ainda consiste principalmente de uma microestrutura típica de FA dominante com morfologia paralela. Em outras palavras, os sítios de nucleação intragranular são incapazes de induzir a transformação da FA a esta alta taxa de resfriamento. Portanto, deve haver outra condição necessária para a ocorrência da transformação de FA.

Para entender isso, deve-se prestar atenção a uma característica comum na Fig. 7b, c. Nessas microestruturas dominantes de FA, há algumas ripas de FA paralelas curtas nucleadas em PAGBs e esticadas em grãos de austenita e essas ripas de FA não absorvem todo o grão de austenita e o resto do grão de austenita se desenvolve em FA. Enquanto na microestrutura dominante de BF, Fig. 7d, as ripas paralelas de BF se estendem das PAGBs e se desenvolvem através de todo o grão de austenita ou se desenvolvem com outras ripas de BF. Para confirmar essas características microestruturais, duas áreas foram selecionadas dos mapas EBSD como indicado pelos blocos negros tracejados na Fig. 9f, h, respectivamente. Os mapas de orientação coloridos de todos os ângulos de elipse destas duas áreas com linhas pretas representando os limites com ângulos de desorientação superiores a 3˚ são mostrados nas Figs. 11 e 12, respectivamente. Diferentes grãos de austenita pai (PA) foram separados entre si através da comparação cuidadosa das características das figuras dos postes de diferentes partes e os PAGBs foram destacados por traços brancos nessas figuras. A validade da separação desses grãos de PA pode ser comprovada pela boa correspondência entre as figuras dos pólos {100} das orientações do ferro medidas α e as das orientações das variantes das orientações das PA calculadas. O método proposto na pesquisa foi utilizado para avaliar essas orientações de PA seguindo a relação de orientação de Kurdjumov-Sachs (K-S). Embora a relação de orientação Nishiyama-Wasserman (N-W) também tenha sido proposta como a relação de orientação, constatou-se que as BFs são formadas pela satisfação de uma relação de orientação próxima à K-S. Portanto, a relação de orientação K-S foi usada aqui.

AnáliseEBSD de espécime com estirpe2 de 0.5 e taxa de resfriamento de 10 °C s-1: um mapa de orientação todo em ângulo (linhas pretas representam limites com ângulos de desorientação maiores que 3° e PAGBs são mostrados por linhas tracejadas brancas); b {100} figuras dos pólos das orientações de ferrite medidas em cada grão de austenita pai (PA); c {100} figuras de pólo das orientações de austenita pai (PA) calculadas e suas variantes de transformação, respectivamente

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AnáliseEBSD da amostra com estirpe2 de 0.5 e taxa de resfriamento de 50 °C s-1: um mapa de orientação em toda a cor do elenco (linhas pretas representam limites com ângulos de desorientação maiores que 3° e PAGBs são mostrados por linhas tracejadas brancas); b {100} figuras de pólos das orientações de ferrita medidas em cada grão de austenita pai (PA); c {100} figuras de pólos das orientações de austenita pai (PA) calculadas e suas variantes de transformação, respectivamente

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In Fig. 12a onde BF é a microestrutura dominante, ripas BF paralelas formando pacotes com cores similares nucleadas em PAGBs e estendidas através do grão inteiro ou impingidas com outros pacotes de BF. Entretanto, na Fig. 11a, as ripas paralelas de BF nucleadas em PAGBs e estendidas em PA2 foram asfixiadas e a austenita remanescente transformada em ripas AF de disposição irregular, o que corresponde muito bem às características observadas na Fig. 7b, c. É interessante notar que quanto mais irregular for a microestrutura transformada, maior será a disseminação das orientações do ferro α nas figuras dos postes. Há algumas razões possíveis para a propagação das orientações do ferro α. Sob taxas de esfriamento lento, pode haver alguns grãos PF/QF formados na microestrutura final que não necessariamente seguem a relação de orientação K-S com a austenita mãe em que crescem. A propagação das orientações do ferro α também pode refletir a propagação da orientação da austenita induzida pela deformação e a existência de mais tipos de variantes promovidas pela nucleação intragranular.

Baseado nas características da microestrutura acima, além da necessidade de introdução de sítios de nucleação intragranular, outra condição para a ocorrência da transformação da FA pode ser hipotética como a seguir. Como os limites dos grãos de austenita são locais de nucleação muito potentes, a BF bloqueia primeiramente os limites dos grãos de austenita durante o resfriamento. Se esses blocos de BF se desenvolverem através de todo o grão de austenita ou se se colidirem com outros blocos de BF nucleados, forma-se uma microestrutura dominante de BF. Por outro lado, se esses blocos de BF de limite nucleado são asfixiados prematuramente por certos mecanismos e não podem ocupar todo o grão de austenita pai, a transformação da FA nos locais de nucleação intragranular acontece durante o processo de resfriamento subseqüente. Portanto, a supressão do alongamento das ripas de BF deve ser outro requisito para a ocorrência da transformação de FA.

O possível mecanismo de supressão do alongamento das ripas de BF também está relacionado com a deformação da austenita. Transformações displacivas envolvem o movimento coordenado dos átomos da malha, e tal movimento de uma interface glissile pode ser suprimido se ela encontrar defeitos fortes, tais como limites de grãos de austenita ou subestruturas de deformação . Defeitos menos fortes como deslocamentos isolados também retardam o progresso de tais interfaces de produto, mas muitas vezes podem ser incorporados na estrutura do produto de transformação. Esses mecanismos indicam que a deformação da austenita pode retardar ou suprimir o avanço das interfaces de transformação displacitivas. Este retardo das transformações displacivas por deformação plástica da austenita é chamado de estabilização mecânica da austenita e foi encontrado para todas as transformações displacivas em aços, incluindo ferrite Widmanstätten , martensite e bainita .

Este efeito de estabilização mecânica pode ser analisado por um modelo estabelecido equilibrando a tensão motriz das interfaces avançando contra a tensão de resistência exercida pelas deslocações . A tensão de resistência τ exercida pela deformação introduzida pelos deslocamentos pode ser expressa como:

onde G é o módulo de cisalhamento, v a razão de Poisson, e ρ a densidade de deslocamento . A tensão τ T que impulsiona o avanço das interfaces tem origem na mudança de energia livre de químicos ΔG da transformação displaciva, τ T = ΦΔG, onde Φ é uma constante assumida como sendo igual à unidade. ΔG varia com as temperaturas de transformação. O movimento das interfaces pára quando a tensão de condução, τ T , é igual ou inferior à tensão de resistência, τ. A tensão de condução pode ser obtida calculando a mudança de energia livre de químicos, e com base nesta tensão de condução, podemos obter a menor densidade de deslocamento que é capaz de suprimir o movimento das interfaces de transformação displaciva.

A mudança de energia livre de químicos do aço testado nesta pesquisa foi calculada usando um software de cálculo termodinâmico, Thermal-Calc, que acessa dados termodinâmicos (banco de dados TCFE6) para calcular estabilidades de fase e energias livres. A energia armazenada devido à deformação da forma que acompanha a transformação da bainita é de aproximadamente 400 J/mol, que foi posteriormente subtraída dos resultados dos cálculos. Os valores da força motriz da transformação BF (após a subtracção de 400 J/mol de energia armazenada) a diferentes temperaturas são mostrados na Fig. 13a. Pode-se observar que quando a temperatura é inferior a 645 °C, a transformação bainítica é termodinamicamente possível para o aço testado.

Variação de uma força motriz da transformação de ferrite bainítica e b a menor densidade de deslocamento de interface com o correspondente ângulo de desorientação da austenita em função da temperatura de transformação

Baseado nestes resultados de tensão motriz, as menores densidades de deslocamento de supressão-efetiva na austenita foram calculadas usando Eq. (1) com um módulo de cisalhamento da austenita de 8 × 1010 Pa, razão de Poisson 0,27 e vetor Burgers 2,52 × 10-10 m . Entretanto, a densidade de deslocamento da austenita deformada é difícil de ser medida. Portanto, as densidades de luxação foram convertidas para ângulos de desorientação de contorno de acordo com a relação bρ 1/2 ≈ θ onde θ é o ângulo de desorientação de contorno.

As densidades de luxação de supressão-efetiva mais baixas e os ângulos de desorientação de contorno correspondentes a diferentes temperaturas são mostrados na Fig. 13b. Como a temperatura aumenta, por exemplo, de 460 para 550 °C, o menor ângulo de desorientação de contorno eficaz de supressão aumenta de 0,9° para 2,0°. Quanto aos ângulos práticos de desorientação dos subgrupos formados durante a deformação da austenita, em pesquisa, foram realizados testes de PSC em uma liga de modelo Ni-29,5%Fe-0,01%C-0,02%Mn com granulometria inicial de ~ 50 μm, temperatura de deformação de 900 °C, taxa de deformação de 1 s-1 e deformações variando de 0,2 a 0,7, que são muito semelhantes às condições experimentais do presente estudo. Na pesquisa, a relação entre o ângulo médio de desorientação (θ av) e a deformação (ε) a 900 °C foi descrita por uma equação da lei de potência, θ av = 1.77ε 0.23. Usando esta relação, com uma deformação de 0,5 nesta pesquisa, o ângulo médio de desorientação do subgrain é de 1,5°. Quanto à distribuição do ângulo de desorientação, segundo a hipótese de escala, as funções de distribuição dos ângulos de desorientação normalizados pelos ângulos médios de desorientação são as mesmas e insensíveis ao material e ao volume de deformação. Com base na escala de distribuição mostrada na pesquisa, a maior densidade de ângulos de desorientação aparece em ~ 0,7θ av , que equivale a 1,1° com θ av = 1,5°.

Por isso, neste estudo com deformação2 = 0,5, baixando a temperatura de transformação pelo aumento da taxa de resfriamento, o menor aumento do ângulo de desorientação do limite de supressão-eficaz, Fig. 13b, e a possibilidade da interface de transformação de BF ser interrompida por limites de subgrão induzidos por deformação é reduzida, resultando na transição de AF para BF com a taxa de resfriamento aumentando de 10 para 50 °C s-1. Em outras palavras, com a mesma deformação, é a temperatura de transformação que determina se as subestruturas de deformação podem suprimir o alongamento das ripas de BF e dar espaço para o desenvolvimento de AF.

Baseado no mecanismo ilustrado acima, podemos ainda conceber que se a austenita deformada for resfriada muito rapidamente da temperatura de deformação para a temperatura ambiente, deve haver muito poucas ripas de AF na microestrutura. Ao contrário, se a austenita deformada for resfriada muito rapidamente da temperatura de deformação mas a uma temperatura relativamente alta e depois resfriada lentamente, deve ser obtida uma microestrutura dominante de FA. Para testemunhar estas concepções, foram testadas outras duas amostras. Ambas foram submetidas ao mesmo perfil de deformação com deformação2 = 0,5, mas uma delas foi resfriada à temperatura ambiente após a deformação e a outra foi resfriada rapidamente a 600 °C a partir de 950 °C a 100 °C s-1 e depois lentamente resfriada a 350 °C a 1 °C s-1, seguida de um resfriamento à temperatura ambiente. As microestruturas transformadas destas duas amostras são mostradas na Fig. 14. Pode-se ver claramente que para a amostra de água têmpera, a microestrutura consistiu principalmente de BF e martensite com uma morfologia paralela evidente e dificilmente podem ser encontradas ripas AF intragranularmente nucleadas. Enquanto para a outra amostra, a microestrutura transformada é a FA dominante com uma disposição irregular, e isto prova ainda mais que ao invés de taxas de resfriamento, a temperatura de transformação é o parâmetro crítico para a ocorrência da transformação da FA.

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SEM micrografias eletrônicas secundárias mostrando as microestruturas transformadas após diferentes processos de resfriamento com deformação2 de 0.5: a água resfriada à temperatura ambiente; b resfriada a 100 °C s-1 a 600 °C e depois lentamente resfriada a 350 °C a 1 °C s-1 seguida de um resfriamento à temperatura ambiente

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Está claro que sob altas taxas de resfriamento ou baixas temperaturas de transformação, os locais de nucleação intragranular são incapazes de induzir a transformação de FA e a microestrutura transformada é dominante em BF. Para as microestruturas de BF, a deformação da austenita pode resultar em uma forte seleção de variantes que as variantes de BF com planos de hábito paralelos aos planos de deslizamento ativos durante a deformação da austenita são favorecidas. Esse tipo de seleção de variantes pode ser encontrado em PA2 e PA3 na Fig. 12a. Os traços dos limites do ripado no plano RD-ND estão a cerca de 32° de distância do RD e com base na análise do fator Schmid para o principal componente de textura ideal da austenita durante a compressão da deformação plana , os traços dos planos de deslizamento ativos no plano RD-ND estão a 19,5°-45° de distância do RD. Portanto, para a austenita deformada, com a taxa de resfriamento aumentando de 10 a 50 °C s-1, devido ao aumento da fração BF e à forte seleção da variante BF resultante da deformação da austenita, o tamanho do grão efetivo se torna cada vez maior, como mostrado na Fig. 10b.

Algumas características da microestrutura da FA também precisam de mais explicações.

1. (1)

   Embora as ripas de BF nucleadas em PAGBs precisem ser suprimidas para dar espaço para a FA se desenvolver, ripas de BF paralelas como mostrado na Fig. 7b, c não aparecem em cada PAGB. Isto acontece porque a deformação não é distribuída uniformemente dentro de cada grão de austenita. Normalmente a deformação nos limites dos grãos da austenita é mais elevada do que a do interior do grão e, consequentemente, os ângulos de desorientação dos limites dos sub grãos perto dos limites dos grãos da austenita serão mais elevados do que os do interior do grão. Portanto, as ripas PAGB-nucleadas de BF são mais prováveis de serem paradas perto dos limites dos grãos de austenita sem formar grandes pacotes de BF.

2. (2)

   Even nas microestruturas dominantes de AF, ainda há algumas ripas longas de BF através de todos os grãos de austenita pai. Isto pode ser atribuído às deformações desigualmente distribuídas entre os diferentes grãos de austenita pai. As diferenças de subestruturas induzidas pela deformação entre grãos de austenita com diferentes orientações foram relatadas na pesquisa .

3. (3)

   Embora o aumento da temperatura de transformação promova o efeito de estabilização mecânica da deformação da austenita e suprima as ripas de BF de forma mais eficaz, o volume máximo possível de transformação de AF e BF será reduzido com o aumento da temperatura de transformação e finalmente atingirá zero na temperatura inicial da transformação de bainita de acordo com o fenômeno de transformação incompleta da transformação bainítica . Portanto, a taxa de resfriamento contínuo e a temperatura de interrupção do resfriamento precisam ser selecionadas cuidadosamente para parar o alongamento das ripas de BF e simultaneamente obter uma fração de grande volume da microestrutura de AF e o resfriamento contínuo é mais adequado do que a retenção isotérmica para obter uma fração de grande volume de AF.

4. (4)

   A transformação da FA e do BF aconteceu antes que tanto a FA como o BF possam consumir os locais de nucleação nos PAGBs e, mais importante ainda, os átomos de solução sólida separados dos grãos de PF podem estabilizar a austenite vizinha e retardar a nucleação da bainite . Além disso, os grãos de PF formados intragranularmente também podem suprimir as ripas de BF. Portanto, a formação de grãos de PF é benéfica para a transformação da FA. Mas a existência de grãos de PF irá sem dúvida diminuir a força. Apesar do efeito benéfico sobre a transformação da FA, a formação de grãos de PF não é um pré-requisito para a transformação da FA. Na pesquisa de resfriamento desde a temperatura de deformação da austenita de 850 °C até a temperatura de retenção isotérmica de 500-600 °C a uma taxa de 75 °C s-1, a transformação da FA ainda ocorreu sem o auxílio da transformação do PF. Da mesma forma, nesta pesquisa, pode ser visto na Fig. 14 que com uma taxa de resfriamento de 100 °C s-1 para reduzir a interferência da transformação do PF, a FA ainda é a microestrutura dominante. Em outras palavras, a transformação PF/QF não é um pré-requisito para a transformação AF.