TRANSFORMAÇÕES DE FASE DOS MATERIAIS METÁLICOS

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1 TRANSFORMAÇÕES DE FASE DOS MATERIAIS METÁLICOS Professor: Felipe Bertelli Autor da apostila: Prof. Rezende Gomes dos Santos 3ª versão, Agosto de 2008.

2 Capítulo 1 INTRODUÇÃO 1.1 Conceitos gerais Os materiais sólidos apresentam uma correlação estreita entre a sua estrutura interna e as suas propriedades características. Assim, um dos pontos básicos para o conhecimento dos materiais é o estudo dessa correlação. As propriedades de um material podem, em geral, ser modificadas alterando-se a sua microestrutura, o que pode ser conseguido, por exemplo, mudando a composição, adicionando elementos de liga, usando diferentes métodos de fabricação e aplicando tratamentos térmicos. Essas modificações provocam alterações em grandezas diretamente associadas com as propriedades como, por exemplo, a estrutura cristalina, o tamanho de grão, a distribuição das fases presentes, etc. Um aspecto importante que deve ser levado em conta é que raramente os materiais são utilizados em engenharia com a sua estrutura mais estável do ponto de vista termodinâmico. Como mudanças que tendem a levar o material a uma estrutura termodinamicamente mais estável, aumentando a entropia e diminuindo a energia interna, são possíveis e "espontâneas", muitas vezes uma estrutura ótima obtida para uma determinada aplicação pode degradar-se devido a essas transformações. A utilização de um material fora do seu equilíbrio exige, portanto, que a velocidade de transformação que tende a levá-lo de volta ao estado de equilíbrio estável seja, dentro das condições de utilização, desprezível em relação à vida útil do dispositivo no qual vai ser empregado. Em outras palavras, a aplicação de um material exige o conhecimento das condições em que uma determinada estrutura possível de ser obtida para o mesmo apresenta uma certa estabilidade. 2

3 Como exemplo pode ser considerado o caso dos metais que em geral são encontrados nos minérios na forma de compostos (óxidos, sulfetos, etc) porque esses compostos são formas termodinamicamente mais estáveis. Quando, através de um processo de redução, obtém-se um metal puro ele foi afastado do seu estado mais estável e há uma tendência dele reagir novamente, por exemplo, com o oxigênio do ar, se for encontrado na forma de óxido, para formar um composto mais estável. A utilização dos metais é, no entanto, possível porque a velocidade de reação é, em condições normais de uso, muito pequena. 1.2 Estados de equilíbrio termodinâmico A estabilidade de uma microestrutura em uma condição termodinâmica específica (por exemplo para um determinado par de valores de pressão e temperatura) depende do estado de equilíbrio em que a estrutura se encontra em relação a essa condição. Assim, é conveniente fazer algumas considerações iniciais sobre os possíveis estados de equilíbrio termodinâmico de um sistema material. De um modo geral um sistema material pode apresentar-se em um dos seguintes estados de equilíbrio: (1) equilíbrio instável, (2) equilíbrio metaestável e (3) equlíbrio estável, sendo que do ponto de vista termodinâmico ele passa de um estado mais instável para um mais estável à medida que sua energia livre decresce. Cahn, em 1968, estabeleceu uma interessante analogia entre o equilíbrio de sistemas materiais e blocos sólidos, associando a energia livre do sistema ao centro de massa dos blocos (figura 1.1), que auxilia a conceituação desses três estados de equilíbrio. Considerando um bloco sólido na forma de um paralelepípedo pode-se dizer que: 1. Equilíbrio estável é aquele para o qual nenhuma transformação espontânea é possível, ou seja é equivalente ao apresentado pelo bloco quando apoiado sobre uma face de maior área (figura 1.1.c). 2. Equilíbrio instável é aquele para o qual a transformação que leva a um estado mais estável é totalmente espontânea, não existindo uma barreira 3

4 energética para o início da mesma, ou seja, não exige energia de ativação (energia necessária para iniciar a transformação). Este estado é análogo ao apresentado pelo bloco apoiado em uma aresta, que quando solto tende a cair assumindo uma posição de apoio mais estável sobre uma das faces (figura 1.1.b). 3. Equilíbrio metaestável é aquele para o qual existe uma barreira energética que deve ser vencida para que se inicie a transformação que leva a estado de maior equilíbrio, ou seja, exige energia de ativação. É análogo ao apresentado pelo bloco apoiado numa das faces de menor área (figura 1.1.a), que se manterá nessa posição, apesar de não ser a de maior equilíbrio, até que alguma energia seja fornecida para levá-lo à posição de maior estabilidade (apoiado sobre a face de maior área). Quando essa energia é fornecida ele passa inicialmente por um estado de equilíbrio instável que apresenta maior energia (figura 1.1.b) para depois atingir o estado de maior equilíbrio (figura 1.1.c). A mesma análise pode ser feita do ponto de vista termodinâmico através da figura 1.2 que mostra, esquematicamente, a variação da energia livre com a evolução da reação, para a transformação que leva a um sistema do equilíbrio metaestável para o equilíbrio estável. Pode-se notar que há inicialmente a necessidade de se fornecer uma certa quantidade de energia (energia de ativação) que leve o sistema do estado inicial (metaestável) para um estado de transição (instável) a partir do qual a transformação que leva ao estado final (estável) é espontânea. A transformação, no entanto, ocorre com uma redução efetiva da energia livre uma vez que a energia final é menor que a inicial. A força motriz da transformação é, então, a variação efetiva da energia livre do sistema, que está relacionada com variações na temperatura, alterações na composição, aplicação de tensões externas, existência de interfaces entre duas fases ou em contornos de grãos, etc. Um exemplo disso é a transformação líquido/sólido em um metal puro, induzida por mudança de temperatura. Analisando as curvas de variação de energia livre com a temperatura das fases líquida e sólida (figura 1.3) nota-se que aquecendo o metal a partir da temperatura ambiente, acima da temperatura de fusão (T f ) a energia livre do sólido é maior que a do líquido, o que indica que há uma tendência de transformação do sólido em 4

5 Energia (G) líquido para que seja alcançado um estado de maior equilíbrio termodinâmico. Por outro lado, resfriando-se o metal a partir do estado líquido nota-se que abaixo da temperatura de fusão a energia livre do líquido é maior que a do sólido induzindo uma transformação do líquido em sólido pelas mesmas razões. Na temperatura de fusão as duas fases apresentam a mesma energia livre e podem coexistir em equilíbrio. (a) (b) (c) Figura Representação esquemática de estados de equilíbrio de um sistema. G 2 2 G 1-2 G 1 1 G 1-3 G 3 3 Evolução da transformação Figura 1.2 Variação da energia livre durante uma transformação de fase. 5

6 Energia livre (G) De um modo geral pode-se considerar que em temperaturas relativamente baixas as estruturas metaestáveis apresentam um alto grau de estabilidade, mas a medida que a temperatura aumenta estamos fornecendo energia de ativação ao sistema e a partir de um certo valor a transformação que leva a um estado termodinâmico mais estável pode iniciar-se. líquido sólido T f Temperatura (T) Figura 1.3 Variação da energia livre em função da temperatura para diferentes fases de um metal puro. Tf é a temperatura de fusão do metal. 6

7 Capítulo 2 NUCLEAÇÃO E CRESCIMENTO DE FASES 2.1 Conceitos gerais Os materiais podem sofrer transformações de fase quando as suas condições termodinâmicas são alteradas. As alterações de temperatura ou de pressão atuando sobre o material são exemplos de mudanças das condições termodinâmicas. As transformações de fase ocorrem porque em diferentes condições termodinâmicas diferentes fases podem apresentar energia livre mais baixa tornando-se, portanto, mais estáveis. Os exemplos mais simples de transformações de fase são os relacionados com as mudanças de estado (sólido/líquido/gasoso) de um material puro, mas existem transformações que ocorrem com o material no estado sólido. Neste texto serão tratadas principalmente as transformações de fase que ocorrem em materiais metálicos. A primeira transformação de fase de interesse em engenharia é a solidificação. Essa transformação é importante para a obtenção de peças pelo processo de fundição em que o metal líquido é solidificado em um molde com uma forma determinada. Mas, principalmente quando se trabalha com ligas metálicas, são extremamente importantes as transformações de fase que ocorrem no estado sólido fazendo com que determinadas ligas metálicas possam ter sua microestrutura alterada, através de operações controladas de aquecimento e resfriamento, com conseqüentes mudanças nas suas propriedades. Quando as condições termodinâmicas mudam e uma nova fase passa a apresentar maior estabilidade há a tendência da fase existente transformar-se nessa nova fase. Essa transformação não é, evidentemente, instantânea e ocorre em duas etapas. Inicialmente 7

8 deve ocorrer a nucleação de partículas microscópicas estáveis da nova fase e posteriormente deve ocorrer o crescimento dessas partículas até a completa substituição da fase existente. Ao surgir uma partícula da nova fase temos associados a ela um volume e uma superfície de separação com a fase existente. Como a nova fase (mais estável) apresenta uma energia livre menor que a fase original, ao volume da partícula formada está associado um abaixamento local de energia. A superfície de separação entre a partícula da nova fase e a fase original, no entanto, está associado um aumento local de energia. Isto ocorre porque na interface entre duas fases há uma mudança abrupta na estrutura cristalina ou no estado de agregação, o que provoca a existência de ligações atômicas interrompidas e um afastamento do equilíbrio termodinâmico. Como a estabilidade da nova fase está associada com uma diminuição da energia livre do sistema material, é razoável concluir-se intuitivamente que essa estabilidade depende do balanço entre a diminuição da energia de volume e o aumento da energia de superfície. Pode-se considerar, então, que as partículas tenham uma tendência a assumir uma forma aproximadamente esférica, que apresenta um maior volume (maior diminuição de energia) para uma menor superfície (menor aumento de energia). Assim a estabilidade da partícula pode ser associada ao seu raio, ou seja, partículas que surgem com um raio menor que um determinado valor, denominado raio crítico, não adquirem estabilidade e são chamadas embriões, e partículas que surgem com raio maior que o raio crítico podem ser consideradas estáveis e constituem, então, os núcleos da nova fase. A nucleação de partículas da nova fase envolve o movimento, por difusão, de átomos no interior da fase existente e o seu arranjo segundo a estrutura cristalina característica da nova fase, e o crescimento dessas partículas envolve o movimento de átomos em direção à mesma, através da sua interface e no seu interior. A nucleação de partículas da nova fase é normalmente classificada em nucleação homogênea e nucleação heterogênea. Considera-se nucleação homogênea aquela que ocorre no sistema material sem a interferência de agentes estranhos ao mesmo e a nucleação heterogênea aquela que ocorre com a interferência de agentes estranhos. Esses conceitos serão explicados mais claramente a seguir. 8

9 2.2 Nucleação Homogênea Como a transformação de fase envolvendo mudanças de estado é mais familiar e mais facilmente compreendida será considerado inicialmente, como exemplo, o caso da solidificação de um metal puro e posteriormente serão comentadas as particularidades das transformações que ocorrem no sistema material no estado sólido. A diferença entre o metal puro no estado líquido e no estado sólido é que no líquido ocorrem no máximo ordenações de curto alcance nos átomos (a estrutura como um todo pode ser considerada desordenada) e no sólido ocorrem ordenações de longo alcance seguindo a célula unitária característica do metal. Quando a temperatura do metal líquido for levada a um valor tal que termodinamicamente o sólido seja mais estável que o líquido (apresente menor energia livre que o líquido), ou seja, temperatura menor ou igual à temperatura de fusão, as ordenações microscópicas de curto alcance podem dar origem a partículas aproximadamente esféricas da nova fase. Essas partículas microscópicas podem ser consideradas embriões da fase sólida. No caso da nucleação homogênea essas partículas surgem no interior da fase existente sem a interferência de qualquer agente estranho à mesma, conforme figura 2.1. embriões r líquido Figura 2.1 Representação esquemática de embriões com arranjo atômico ordenado Considerando que o volume (V e ) e a área superficial (A e ) da esfera são dados, em função do raio (r), respectivamente por: 9

10 Variação de energia livre e V e 4 r 3 3 (2.1) A 4 2 e r (2.2) e que G v é a variação de energia por unidade de volume associada ao volume transformado (negativa) e sl é a energia por unidade de área associada à superfície de separação das duas fases (positiva), a variação de energia livre do sistema material devido ao aparecimento da partícula (G hom ) é dada por: G hom Ae sl Ve G (2.3) v ou, substituindo (2.1) e (2.2) em (2.3): G hom 4 r sl r G (2.4) v r sl G* hom G hom r* r 4 3 r G v 3 Figura 2.2 Variação da energia livre em função do raio da partícula. Colocando-se cada um dos termos da equação 2.4 na forma de gráfico em função do raio são obtidas as curvas da figura 2.2. Pode-se notar, então, que existe um valor crítico para o raio (r * ) a partir do qual o termo relativo à energia de volume (negativo) 10

11 passa a ser preponderante em relação ao termo relativo à energia de superfície (positivo), fazendo com que a energia livre do sistema (G) diminua com a transformação. Abaixo desse valor crítico a energia do sistema aumentaria com a continuidade da transformação (que implicaria em aumento do raio da partícula) já que o termo relativo à superfície é predominante. Assim pode-se concluir que partículas que surgem com raio menor que o crítico não são estáveis e tendem a redissolver-se no líquido pois seu crescimento implicaria em um aumento da energia livre do sistema. Já as partículas que surgem com raio maior que o raio crítico são estáveis e tendem a crescer pois seu crescimento provoca a diminuição da energia livre do sistema, conforme figura 2.2. Como o raio crítico corresponde a um ponto de máximo da equação 2.4 (ver figura 2.2) ele pode ser facilmente obtido derivando-se a equação e igualando a zero: * r hom 2 G sl v (2.5) Substituindo-se o valor do raio crítico na equação 2.4 obtém-se o valor da energia de ativação (G * ) necessária para a formação de um núcleo (partícula estável) da nova fase, ou seja: * 16 sl G hom (2.6) 2 3( G ) Na prática para vencer a barreira energética e possibilitar o início da nucleação, é necessário que a temperatura atinja um valor pouco abaixo da temperatura de fusão. A diferença entre a temperatura de fusão (T f ) e essa temperatura (T) é denominada superresfriamento (T = T - T f ). A energia de volume (G v ) pode ser colocada em função do super-resfriamento através da equação: v 3 L T Gv (2.7) T onde L é o calor latente de solidificação e T f é a temperatura de fusão do metal. f As equações 2.5 e 2.6 podem então ser colocadas em termos do superresfriamento substituindo a energia de volume (G v ) pela equação 2.7. Com isso obtémse respectivamente: 11

12 e G * 2 SL T f r* (2.8) L T hom T SL L T 2 f 2 (2.9) 2.3 Nucleação Heterogênea A nucleação heterogênea é aquela que ocorre com a interferência de agentes estranhos ao sistema material. Esses agentes nucleantes, que são denominados genericamente de substratos, podem ser, por exemplo, no caso da solidificação, as paredes do molde, partículas de impurezas e agentes nucleadores adicionados na forma de pó ao metal líquido e, no caso das transformações no estado sólido, os contornos de grão, regiões com alta densidade de discordâncias e precipitados de impurezas ou compostos intermetálicos. A partícula da nova fase formar-se-á, então, sobre o substrato e pode-se considerar que tenha a forma aproximada de uma calota esférica conforme é mostrado na figura 2.3. Vão surgir, então, energias associadas a cada uma das superfícies de separação, ou seja, substrato (an)/sólido(s), líquido (l)/substrato (an) e sólido (s)/líquido (l), sendo: Líquido (L) sl Partícula (S) an/l an/s sólido r Substrato (An) Figura Nucleação de uma partícula sobre um substrato. 12

13 sl - energia superficial entre o sólido e o líquido an/s - energia superficial entre o substrato e o sólido an/l - energia superficial entre o substrato e o líquido A eficiência do substrato como agente nucleante depende da afinidade ou "molhamento" entre o mesmo e a fase que se transforma e é caracterizada pelo ângulo de molhamento () mostrado na figura 2.3. Para que o sistema mostrado na figura 2.3 esteja em equilíbrio o seguinte balanço de forças deve ser satisfeito: ou cos (2.10) an/ s sl an/ l an/ s an/ l sl cos (2.11) Na figura 2.3 pode-se observar que quando surge a partícula sólida sobre o substrato a superfície de separação entre ambos substitui uma área equivalente da superfície de separação entre o substrato e o líquido. Como a energia associada à superfície de separação entre substrato e sólido é menor que aquela entre substrato e líquido, conforme pode ser observado na equação 2.11, pode-se concluir que há um abaixamento local de energia de superfície quando surge uma partícula sólida sobre o substrato, o que facilita a nucleação. Para se determinar a variação de energia livre durante a nucleação heterogênea ( G het ) parte-se da seguinte equação: G A A ( ) V G (2.12) het sl sl an / s an / s an / l ce v Substituindo-se as áreas (A sl ) da calota esférica que separa o sólido do líquido e (A an/s ) do circulo que separa o substrato do sólido e o volume (V ce ) da calota esférica sólida e considerando-se a equação 2.11, obtém-se: G (2 3cos cos ) ( r r G ) (2.13) het sl v 3 13

14 obtendo-se: Para determinar o raio crítico basta derivar a equação 2.13 e igualar a zero, r 2 G * sl het (2.14) v Como pode ser visto esta equação é igual à obtida no caso da nucleação homogênea indicando que o raio crítico tem o mesmo valor nos dois casos. Substituindo-se a equação 2.14 na equação 2.13 obtém-se a energia de ativação necessária para a nucleação heterogênea: 4( ) 3( G ) 3 * 3 sl G het (2 3cos cos ) (2.15) 2 v As equações 2.14 e 2.15 podem também ser colocadas em função do superresfriamento usando a equação 2.7. Das equações 2.6 e 2.15 obtém-se: * G het 1 ( cos cos ) * G hom (2.16) ou seja, a relação entre as energias de ativação necessárias para a nucleação homogênea e heterogênea depende apenas da afinidade entre o núcleo e o substrato (representada pelo ângulo ). Três casos podem, então, ser considerados (ver figura 2.4). Se é nulo a afinidade entre o núcleo e o substrato é total e: * G het 0 (2.17) * G hom indicando que a energia de ativação necessária para a nucleação heterogênea é bem menor que a necessária para a nucleação homogênea. Portanto a nucleação ocorrerá de forma heterogênea. Se for maior que zero e menor que 180 a afinidade entre o núcleo é parcial e: 14

15 G G * het * hom 1 (2.18) indicando que a nucleação ocorre preferencialmente de forma heterogênea que exige menor energia de ativação. Finalmente se é igual a 180 a afinidade entre o núcleo e o substrato é nula e a energia de ativação necessária para os dois casos é igual: * G het 1 (2.19) * G hom indicando que o substrato não facilita a nucleação. De qualquer forma sempre que há alguma afinidade entre o substrato e a fase que se forma a energia de ativação necessária para a nucleação heterogênea é menor. Como na prática em geral existem agentes estranhos no sistema material, com alguma afinidade com os núcleos que se formam, a nucleação em geral ocorre de forma heterogênea. Núcleos = 0 0 < > 180º = 180 Substrato Figura Afinidade entre núcleos e substrato em função do ângulo. 2.4 Nucleação Sólido/Sólido Quando há a nucleação de uma fase sólida no interior de outra fase sólida valem os princípios citados anteriormente, no entanto algumas particularidades devem ser salientadas. 15

16 Em primeiro lugar a difusão atômica no estado sólido é bem mais difícil do que no líquido, o que faz com que a nucleação e o crescimento de novas fases ocorram mais lentamente. Alem disso a eventual variação de volume durante a transformação de uma fase em outra pode provocar o aparecimento de tensões internas que aumentam a energia local juntamente com as energias de superfície exigindo raios críticos maiores para que a queda de energia devido ao volume possa compensá-las, retardando a nucleação. Assim nos sólidos a tendência para a nucleação heterogênea é maior já que regiões com alta densidade de discordâncias e contornos de grão, por exemplo, por apresentarem energia local mais alta, podem contribuir com parte da energia de ativação necessária para a nucleação. Finalmente, embriões sólidos em geral não se redissolvem quando surgem com raio menor que o raio crítico, mantendo-se inalterados até que condições termodinâmicas os permitam atingir esse raio, podendo aumentar a energia local. 2.5 Velocidades de nucleação e crescimento A velocidade global de uma transformação de fase depende das velocidades de nucleação e crescimento. Tanto o processo de nucleação como o de crescimento ocorrem com velocidades que dependem das condições termodinâmicas. Se o processo é ativado termicamente essas velocidades dependem da temperatura em que ocorre a transformação. Na figura 2.5 são mostradas, de forma esquemática para um processo de transformação, a curva da velocidade global de transformação e as curvas de velocidade de nucleação e de crescimento, em função da temperatura. Na figura 2.5 T f indica a temperatura de transformação no equilíbrio. Conforme pode ser observado, quando a transformação ocorre pouco abaixo da temperatura de equilíbrio (T 1 ) o processo ocorre em uma condição de baixa velocidade de nucleação e alta velocidade de crescimento. Essa situação faz com que apareçam poucos núcleos que crescem significativamente, levando a uma estrutura grosseira da fase formada. Por outro lado, quando a transformação ocorre em temperaturas mais baixas, por exemplo na temperatura T 2 em que a velocidade de nucleação é alta e a velocidade de crescimento é baixa, surgem muitos núcleos da nova fase com pouca possibilidade de crescimento. Isto leva à formação da nova fase com uma estrutura mais refinada. Se, no entanto, o material for levado a uma temperatura muito baixa antes do início da transformação, por exemplo a temperatura T 0, tanto a velocidade de nucleação como de crescimento são desprezíveis 16

17 devido à baixa possibilidade de movimentação atômica por difusão. Nesse caso o processo de transformação de fase pode se tornar inviável sendo mantida a fase existente em uma condição metaestável. T T f T 1 v c T 2 v n v g T 0 v n, v c,v g Figura 2.5. Representação esquemática da variação da velocidade global de transformação (V g ) e das velocidades de nucleação (V n ) e crescimento (V e ). 17

18 Capítulo 3 RECUPERAÇÃO E RECRISTALIZAÇÃO DE MATERIAIS METÁLICOS 3.1 Introdução Quando um material metálico no estado sólido é deformado plasticamente, ou seja, sofre uma mudança de forma permanente pela aplicação de um esforço mecânico, a maior parte da energia envolvida no processo é dissipada na forma de calor mas uma parte é armazenada no mesmo aumentando sua energia interna e, portanto, tirando-o do seu equilíbrio termodinâmico. A deformação plástica externa do material altera também a sua microestrutura e a parcela de energia envolvida no trabalho de deformação que fica armazenada está associada a deformações na rede e ao aumento da densidade de defeitos cristalinos nessa estrutura, principalmente as discordâncias e os vazios. Dependendo da temperatura na qual o material é deformado essas alterações na microestrutura podem permanecer após o término do processo e a energia associada a elas leva o material a um estado metaestável. A possibilidade disso acontecer é tanto maior quanto mais baixa for a temperatura de deformação. O material metaestável tem, então, a tendência de sofrer transformações que o levem em direção a um estado mais estável. No entanto, como já foi visto no primeiro capítulo, há necessidade de se fornecer energia de ativação para que essas transformações ocorram. Neste capítulo serão estudados os processos de recuperação e recristalização que permitem, respectivamente, a eliminação parcial ou total dos efeitos da deformação na microestrutura dos materiais metálicos. 3.2 Efeitos da deformação plástica na resistência mecânica dos materiais metálicos 18

19 Neste texto não serão abordados de forma extensiva os aspectos metalúrgicos das transformações internas da rede cristalina introduzidas pela deformação plástica. Mas alguns conceitos, que são imprescindíveis para uma compreensão dos efeitos de tais transformações nas propriedades dos materiais e dos tratamentos térmicos que permitem a eliminação desses efeitos, serão apresentados a seguir, de forma simplificada. Do ponto de vista microscópico pode-se considerar que a deformação externa visível de um material metálico é provocada por deslocamentos sucessivos de planos atômicos característicos da sua estrutura cristalina quando se aplica uma tensão sobre o mesmo. Esse tipo de deslocamento caracteriza um cisalhamento interno na estrutura e ocorre mais facilmente quando envolve os planos cristalinos com maior densidade atômica (planos compactos), que são denominados planos de deslizamento. Pode-se dizer, então, que a deformação plástica inicia quando a componente de cisalhamento da tensão aplicada ultrapassa o limite de resistência ao cisalhamento do material (ver figura 3.1). F F Figura 3.1 Aspectos microscópicos de deformação. Considerando-se o caso ideal de um material monocristalino, ou seja, que apresenta um único grão cristalino em toda a sua extensão, e isento de defeitos internos na rede, pode-se considerar que o limite de cada plano atômico é constituído pela superfície externa do material. Cada deslocamento de uma distância interatômica entre dois planos subsequentes, necessário para a continuidade da deformação, exigirá o "rompimento" de todas as ligações atômicas entre os átomos dos dois planos, 19

20 envolvendo, portanto energias muito altas (ver figura 3.2). Na prática, no entanto, as energias necessárias para deformar um material são bem menores que as calculadas considerando um cristal perfeito. Isto ocorre devido a defeitos cristalinos denominados discordâncias, que facilitam o deslizamento dos planos atômicos. A forma mais simples de discondância é a discordância em cunha caracterizada por um plano extra incompleto de átomos inserido na rede. Aplicando-se uma tensão no cristal esse plano extra pode mover-se sobre um plano de deslizamento, deslocando parte do plano completo adjacente. A energia para tal movimento deve permitir o "rompimento" das ligações atômicas de uma quantidade de átomos correspondentes à aresta do plano extra, sendo, portanto, bem menor que a necessária para romper as ligações entre todos os átomos de dois planos compactos subseqüentes. Como deslocamentos sucessivos de uma discordância até o limite externo do cristal formam um degrau semelhante ao obtido com o deslizamento entre dois planos compactos (mostrado na figura 3.2), pode-se concluir que a deformação é facilitada pela existência das discordâncias (a) (b) Figura 3.2 Deslocamento relativo de dois planos atômicos durante a deformação. A figura 3.3 mostra uma seqüência de deslocamentos de uma discordância, que leva a uma deformação equivalente a uma distância interatômica. Como a densidade de discordâncias por cm 2 em um material metálico no seu estado normal varia em torno de 20

21 10 6 e 10 8, pode-se perceber a importância e a influência das discordâncias no processo de deformação plástica. x 1 x 2 P 1 P 2 x 1 x 2 P 1 P 2 (a) (b) (c) Figura 3.3 Exemplo de deslocamento d e discordância em cunha. Foi considerado até agora o caso de um material monocristalino mas em geral os materiais metálicos utilizados em engenharia são policristalinos, ou seja, têm sua microestrutura formada por uma quantidade grande de grãos cristalinos. Nesse caso o deslocamento das discordâncias ocorrerá dentro desses grãos cristalinos. Como a deformação plástica, na prática, é baseada no movimento das discordâncias sobre os planos de deslizamento, pode-se concluir que qualquer coisa que dificulte o movimento das discordâncias dificulta a deformação, aumentando, conseqüentemente, a resistência mecânica do material. Nos contornos de grão há uma interrupção dos planos de deslizamento, não havendo o "casamento" entre planos atômicos pertencentes a diferentes grãos cristalinos adjacentes. Assim pode-se considerar que o contorno de grão é um obstáculo evidente ao deslocamento das discordâncias e que durante a deformação plástica haverá um acúmulo de discordâncias nos contornos de grão, aumentando a resistência do material, na medida que a continuidade dos deslocamentos é prejudicada (ver figura 3.4). 21

22 plano de deslizamento plano de deslizamento contornos de grão Figura 3.4 Acúmulo de discordâncias no contorno de grão. Além disso deve ser considerado que há um aumento na densidade de discordâncias durante a deformação, podendo chegar a algo em torno de por cm 2, e que devido ao cruzamento de planos de deslizamento em certas estruturas cristalinas pode ser formada uma estrutura "emaranhada" de discordâncias nos contornos de grão, agravando ainda mais o problema (ver figura 3.5). contornos de grãos emaranhado de discordâncias Figura 3.5 Estrutura emaranhada de discordâncias nos contornos de grãos. 22

23 Além dos contornos de grão outros fatores podem dificultar o movimento das discordâncias, como, por exemplo, a existência de precipitados de uma segunda fase ou de impurezas dispersas na estrutura cristalina, contribuindo também para o aumento da resistência. Deve ser notado, ainda, que os grãos cristalinos sofrem distorções durante a deformação plástica tornando a microestrutura ainda mais irregular (ver exemplo na figura 3.6). Figura 3.6 Deformação dos grãos durante o processo de laminação. O aumento da resistência mecânica por deformação plástica é denominado encruamento. O material encruado encontra-se em um estado metaestável, já que a sua energia interna é maior que a energia que caracteriza o estado de equilíbrio termodinâmico, podendo ser usado nessas condições dentro de certos limites. De um modo geral o limite de escoamento e a dureza aumentam com o grau de encruamento e o alongamento diminui (ver figura 3.7). 23

24 Resistência mecânica Alongamento Dureza Resistência mecânica Dureza Alongamento Grau de encruamento Figura Variação das propriedades mecânicas com o grau de encruamento. Na figura 3.8 é mostrado, esquematicamente, um exemplo de aumento do limite de escoamento devido ao encruamento. O material recozido, ou seja, no seu estado normal, apresenta um limite de escoamento inicial e e ao ser descarregado após sofrer deformação plástica passa a apresentar um novo limite de escoamento maior que e. Além da resistência mecânica, a resistência elétrica também pode ser alterada com o encruamento. O efeito do encruamento pode ser benéfico na medida em que pode ser usado para aumentar a resistência mecânica de um material metálico. Pode, no entanto, ser prejudicial em processos de fabricação que envolvam deformações sucessivas, como é o caso, por exemplo, da trefilação, em que um fio com um certo diâmetro é obtido pela passagem do material, inicialmente com um diâmetro bem maior, através de fieiras sucessivas com diâmetros decrescentes. Nesse caso o encruamento aumenta a fragilidade do material a cada nova deformação e pode haver necessidade de se realizar tratamentos térmicos intermediários para restaurar as propriedades originais do material permitindo a continuidade das deformações. 24

25 r e Figura Influência do encruamento no limite de escoamento. 3.3 Recuperação de materiais encruados A recuperação do material encruado está relacionada com a eliminação parcial dos efeitos da deformação plástica na sua microestrutura. A recuperação, em geral, ocorre a temperaturas não muito altas. Durante a recuperação pode haver alguma diminuição dos defeitos cristalinos, como discordâncias e vazios, que tiveram sua densidade aumentada durante a deformação, e alguma ordenação no arranjo "emaranhado" das discordâncias nos contornos de grão (ver figura 3.9). Mas a densidade de discordâncias, em geral, permanece acima do normal e as mesmas continuam concentradas nos contornos de grão. A estrutura permanece irregular, com os grãos cristalinos deformados. A energia interna, portanto, permanece alta e o material encontra-se ainda em um estado de equilíbrio metaestável. Do ponto de vista das propriedades pode-se dizer que a resistência elétrica é a mais afetada durante a recuperação podendo voltar ao valor normal, mas as propriedades mecânicas, em geral, são pouco alteradas. No entanto para o caso específico de um monocristal pouco deformado, pode haver, excepcionalmente, a restauração da estrutura 25

26 e das propriedades originais já durante a recuperação. Na prática, se o material vai ser utilizado no estado encruado, a recuperação propicia um alívio de tensões internas. contornos de grãos discordâncias ordenadas Figura Ordenação das discordâncias no contorno de grão após a recuperação. Fazendo uma análise simplificada pode-se considerar, do ponto de vista microscópico, que nas regiões de alta densidade de discordâncias, sobre planos de deslizamento que, em função da deformação plástica, sofreram flexão (ver figura 3.10), durante a recuperação ocorre um alinhamento das discordâncias formando contornos de grão de pequeno ângulo e dando origem a subgrãos microscópicos conforme pode ser visto esquematicamente na figura Esse processo de ordenação é denominado poligonização e os contornos de pequeno ângulo são também denominados paredes poligonais. Os subgrãos podem ser considerados grãos microscópicos com estrutura isenta dos efeitos da deformação. 26

27 subgrãos (a) (b) paredes poligonais Figura 3.10 Formação de subgrãos durante a recuperação. 3.4 Recristalização de materiais encruados A recristalização é um processo que permite a eliminação completa dos efeitos da deformação plástica na estrutura e nas propriedades do material metálico através da nucleação e crescimento de grãos cristalinos não deformados no interior da estrutura deformada até a completa substituição desta. Durante a recristalização há a eliminação do excesso de defeitos cristalinos, a redistribuição das discordâncias acumuladas nos contornos de grão durante a deformação, a substituição da estrutura irregular por uma estrutura regular e, portanto, a diminuição da energia interna. A recristalização é, então, um processo que envolve a nucleação e crescimento de grãos cristalinos não deformados, o que, como foi visto no capítulo anterior, exige energia de ativação e, portanto, ocorre a temperaturas mais altas que a recuperação. Pode-se considerar que a energia de ativação necessária para a recristalização (G R * ) é dada pela equação 2.12, ou seja: 27

28 * 3 4 sl G R ( 2 3cos cos ) 2 3( G v ) onde sl é a energia de superfície associada ao contorno do grão recristalizado e G v é a diferença de energia de volume entre o material recristalizado e o material deformado. Como o termo G v é tanto maior quanto maior for o grau de deformação conclui-se que quanto maior o grau de deformação menor a energia de ativação e, portanto, mais fácil a recristalização. Assim existe um grau de deformação mínimo, que depende do material, abaixo do qual a recristalização pode tornar-se inviável por exigir temperaturas muito altas ou tempos excessivamente longos. Já com um grau de deformação alto pode-se realizar a recristalização a uma temperatura que possibilite uma alta velocidade de nucleação e uma baixa velocidade de crescimento, dando origem a uma estrutura de grãos refinados, o que é mais conveniente do ponto de vista das propriedades mecânicas. 3 A nucleação dos grãos recristalizados ocorre quando embriões, originados dos subgrãos, limitados por contornos de pequeno ângulo, crescem, através do movimento das discordâncias que constituem as paredes poligonais, formando contornos com maiores ângulos, atingindo um raio maior que o raio crítico. Os núcleos assim formados estão, então, em condição de crescer substituindo gradativamente a estrutura deformada. Uma observação que deve ser feita com relação aos embriões que se formam com raio menor que o raio crítico é que os mesmos não podem desaparecer, como no caso da solidificação, já que é impossível recriar a estrutura deformada que foi substituída pelo embrião. Assim esse embrião permanece inalterado até que flutuações nas condições termodinâmicas locais permitam o seu crescimento ou a sua incorporação, através de deslocamentos de paredes poligonais, por grãos adjacentes em crescimento. O processo de nucleação é um processo lento e pode-se definir como tempo de incubação o tempo necessário para que a nucleação torne-se efetiva permitindo o crescimento dos grãos recristalizados. Após o tempo de incubação o processo de recristalização é acelerado até próximo do final do mesmo, quando a interferência entre os grãos recristalizados provoca uma desaceleração. A figura 3.11 mostra, através da variação da fração recristalizada com o tempo, as diferentes etapas do processo. 28

29 % Recristalizada % Recristalizada velocidade alta velocidade baixa velocidade baixa (tempo de incubação) Tempo (escala logarítmica) Figura Relação entre o percentual de recristalização e o tempo de tratamento. O processo de recristalização é ativado termicamente e, portanto, o tempo necessário para o mesmo depende não só das características do material e do grau de deformação, mas também da temperatura na qual é realizado, como pode ser observado na figura Define-se então como temperatura de recristalização para um determinado material, aquela na qual o processo completa-se em uma hora. T 1 >T 2 >T 3 >T 4 T 1 T 2 T 3 T 4 Tempo (escala logarítmica) Figura Influência da temperatura no tempo de recristalização. 29

30 Na tabela 3.1 são apresentados valores aproximados de temperaturas de recristalização para alguns materiais metálicos considerando um determinado grau de deformação. Tabela Valores aproximados de temperaturas de recristalização para alguns materiais metálicos. Material Pureza Temperatura de Recristalização (C) Chumbo comercial -4 Estanho comercial -4 Zinco comercial 10 Alumínio alta pureza 80 Alumínio comercial 280 Cobre alta pureza 120 Cobre comercial 200 Cobre-2% Berílio comercial 250 Ferro comercial 450 Aço (baixo teor de carbono) comercial 550 Como pode ser observado na tabela, comparando valores relativos a metais com alta pureza com os relativos metais com pureza comercial (maior teor de impurezas) e ligas metálicas, as impurezas e os elementos de liga aumentam a temperatura de recristalização. A principal razão para isso é que os precipitados, de impurezas ou elementos de liga, dispersos na estrutura dificultam o deslocamento das discordâncias que formam as paredes poligonais retardando a nucleação. Em função da temperatura de recristalização pode-se definir como deformação a frio aquela que é realizada a uma temperatura inferior à temperatura de recristalização e como deformação a quente aquela realizada a uma temperatura superior à temperatura de recristalização. No caso do material ser deformado a frio ele manterá na estrutura os efeitos da deformação apresentando um certo grau de encruamento. Por outro lado, se for deformado a quente a recristalização iniciar-se-á já durante a deformação e o material não 30

31 apresentará encruamento após o processo. Esse tipo de recristalização é denominado recristalização dinâmica. Os materiais que têm sua resistência mecânica aumentada por encruamento apresentam uma estrutura metaestável e podem ser utilizados nessa condição, desde que a temperatura de serviço não seja alta o suficiente para desencadear o processo de nucleação de grãos recristalizados. Se o material depois de completado o processo de recristalização for mantido à temperatura de recristalização há uma tendência de crescimento dos grãos recristalizados, através do aumento dos maiores e desaparecimento dos menores. Esse crescimento ocorre para diminuir a energia de superfície associada aos contornos de grão, já que muitos grãos pequenos ocupando um determinado volume vão apresentar uma área superficial maior que poucos grãos maiores ocupando o mesmo volume. Assim o processo deve ser interrompido, resfriando-se o material, tão logo a estrutura deformada tenha sido totalmente substituída por grãos recristalizados, já que os grãos grandes são inconvenientes do ponto de vista de propriedades mecânicas. 31

32 Capítulo 4 TRATAMENTO TÉRMICO DE SOLUBILIZAÇÃO E PRECIPITAÇÃO 4.1 Introdução Uma liga metálica para a qual há solubilidade parcial do soluto na rede cristalina do solvente e esta aumenta com a temperatura, pode apresentar, quando em temperaturas relativamente altas, uma única fase caracterizada por uma solução de todos os átomos do soluto na rede cristalina do solvente. Mas, durante o resfriamento, para um determinado valor de temperatura, que depende da composição, o limite de solubilidade é alcançado, fazendo com que uma única fase sólida não seja mais estável e haja, como conseqüência, a precipitação de uma segunda fase. A segunda fase pode ser constituída por uma solução sólida de átomos do solvente na rede cristalina do soluto, como, por exemplo, no caso do sistema chumbo-estanho, ou por um composto intermetálico, como é o caso do sistema alumínio-cobre. Na figura 4.1 é mostrado um diagrama de fases esquemático de um sistema composto pelos elementos A e B em que há solubilidade parcial dos átomos do soluto na rede cristalina do solvente. Se uma liga com composição x 1 é resfriada, a partir do estado líquido (TT L ), em condições de equilíbrio termodinâmico, ou seja, com velocidade de resfriamento extremamente lenta, quando é atingida a temperatura T L inicia-se a solidificação com o aparecimento da fase sólida, caracterizada por uma solução sólida de átomos de B na rede cristalina de A. Entre T L e T S a transformação do líquido em sólido continua. Em T S a transformação termina e tem-se uma estrutura monofásica composta apenas por grãos da fase, que persiste até a temperatura T 1. A temperatura T 1 representa o limite de solubilidade de átomos de B na rede cristalina de A para uma liga com composição x 1 no estado sólido. Continuando o resfriamento a partir desta 32

33 Temperatura temperatura inicia-se a precipitação da fase (nesse caso uma solução sólida de átomos de A na rede cristalina de B). Como a nucleação da fase necessita de energia de ativação, essa fase forma-se preferencialmente nos contornos de grão da fase, que são regiões de energia mais alta contribuindo para que se alcance a energia de ativação mais facilmente. O fato da nucleação ocorrer a temperaturas elevadas, durante a transformação em equilíbrio, facilita o movimento dos átomos de B, por difusão atômica, para os contornos de grão de permitindo a formação de precipitados grosseiros da fase preponderantemente nesses contornos. A estrutura resultante é mostrada esquematicamente na figura 4.1. A liga apresentará, então, à temperatura ambiente, uma estrutura bifásica formada pelas fases e. L T fa T L T S linha solidus L linha liquidus ponto eutético T fb +L L+ T E T 1 linha solvus + A x 1 X 2 x E B Fração de B Figura 4.1 Representação esquemática do diagrama de fases composto pelos elementos A e B. Uma estrutura formada por precipitados grosseiros da fase nos contornos de grão da fase não leva, no entanto, às melhores propriedades que a liga pode apresentar. Uma melhoria sensível nas propriedades mecânicas será obtida se for possível redistribuir a fase na forma de partículas finas no interior dos grãos de através de uma transformação de fase no estado sólido. Este é, então, o objetivo do tratamento térmico de solubilização e precipitação. 33

34 Temperatura 4.2 Endurecimento por precipitação Para se obter uma nova distribuição da segunda fase ou fase, o primeiro passo é dissolver novamente os átomos de B que a compõem na rede cristalina de A, obtendo-se novamente uma estrutura monofásica constituída por grãos da fase. Para tanto, no caso da liga x 1 considerada, como a solubilidade de B em A aumenta com a temperatura, basta elevar a temperatura até um valor acima de T 1, dentro da região de estabilidade da fase (ponto 1 da figura 4.2), e manter o tempo suficiente para que haja a solubilidade completa dos átomos de B na rede de A. Essa etapa do processo é denominada de solubilização. A partir da liga solubilizada pode-se, então, provocar uma precipitação controlada da fase, fora do equilíbrio termodinâmico, evitando a sua formação nos contornos de grão de e fazendo com que ela se forme distribuída no interior desses grãos (1) e (3) (2) (2) 2+ estado inicial solubilizado envelhecido superenvelhecido 3+ Figura Representação do tratamento de solubilização e precipitação. Para que ocorra novamente a precipitação da fase são necessários movimentos atômicos por difusão que levem os átomos de B para fora da rede cristalina de A para formar aglomerados que dêem origem a essa fase. Como os movimentos atômicos por difusão são tanto mais intensos quanto mais alta for a temperatura, se o material com estrutura monofásica for resfriado rapidamente até a temperatura ambiente pode não haver tempo suficiente para a difusão de B para fora da rede de A e para o seu movimento em direção aos contornos de grão. Como à temperatura ambiente os movimentos de difusão no estado sólido são, em geral, desprezíveis, obtém-se dessa 34

35 forma uma fase supersaturada, ou seja, com um teor de B acima do limite de solubilidade (ponto 3 da figura 4.2). A fase supersaturada à temperatura ambiente apresenta um equilíbrio metaestável havendo, portanto, uma tendência de precipitar a fase, através de um processo de nucleação e crescimento, para se atingir um equilíbrio estável. A transformação de um estado metaestável para um estado estável exige, no entanto, energia de ativação, que pode ser conseguida aumentando a temperatura do material. Pode-se escolher, então, uma temperatura entre a temperatura ambiente e a temperatura correspondente ao limite de solubilidade (T 1 ) em que a velocidade de nucleação seja alta, a velocidade de crescimento seja baixa e os movimentos de difusão de curto alcance (ponto 2 da figura 4.2). Mantendo-se o material nessa temperatura por um tempo suficiente ocorre a precipitação de partículas finas da fase distribuídas no interior dos grãos da fase (ver figura 4.2), o que leva a uma melhoria nas propriedades mecânicas do material. Essa etapa do processo é denominada precipitação ou envelhecimento. O processo de precipitação exige, em geral, intervalos de tempo relativamente longos e pode ocorrer através de uma série de etapas sucessivas até se chegar a uma partícula estável ou ainda metaestável, com uma determinada estrutura cristalina. Inicialmente há uma tendência de se formarem regiões ricas em soluto no interior da rede do solvente, que constitui a matriz. Essas regiões passam a crescer tendendo a formar precipitados intermediários seqüenciais, com rede cristalina gradativamente distinguindo-se da rede da matriz, que podem ser coerentes (integrados) com a rede do solvente ou semi-coerentes (parcialmente integrados) com a rede do solvente. Finalmente, depois de algum tempo, formam-se, a partir desses precipitados metaestáveis intermediários, os precipitados da fase de equilíbrio, em geral incoerentes com a rede do solvente (ver representações esquemáticas de situações de coerência, semicoerência e incoerência na 4.3). Em geral a melhor resistência mecânica é obtida com um precipitado metaestável intermediário. 35

36 (a) (b) (c) (d). Figura 4.3 Representação esquemática de precipitados coerentes (a) e (b); semicoerentes (c) e incoerentes (d). Uma vez atingido um tamanho ótimo associado a uma distribuição adequada deve-se interromper o processo, resfriando novamente o material, para evitar a continuidade do crescimento do precipitado resultando em partículas grosseiras com conseqüente redução da resistência mecânica obtida através do envelhecimento. Essa etapa indesejável do processo é denominada super-envelhecimento e é baseada na coalescência de partículas de precipitado o que leva a uma diminuição da energia de superfície associada à separação entre a fase, que constitui a matriz, e as partículas da fase (ver figura 4.2). Do exposto anteriormente pode-se concluir que duas condições devem ser satisfeitas para que uma liga possa ser tratada por solubilização e precipitação, ou seja: o limite de solubilidade de B na rede cristalina de A deve aumentar com a temperatura, e deve haver uma temperatura, correspondente ao limite de solubilidade, acima da qual a mistura de duas fases que existe à temperatura ambiente se transforme em uma fase única através da solução dos átomos de B na rede cristalina de A. Dessa forma, no diagrama de fases da figura 4.1, somente as ligas de A com teores de B menores que x 2 podem ser tratadas. Uma última observação deve ser feita quanto a sistemas em que haja uma transformação eutética, como é o caso da figura 4.1. Nesse caso, como os processos de fundição ocorrem fora do equilíbrio termodinâmico, em geral existem regiões localizadas com composição eutética que se fundem quando o material atinge a temperatura 36

37 correspondente à transformação eutética. Assim a etapa de solubilização deve ser realizada em temperaturas abaixo da temperatura eutética para evitar danos irreversíveis que provocariam a inutilização da peça tratada. 4.3 Mecanismos de endurecimento Como foi visto anteriormente a precipitação da segunda fase em condições controladas, que levem a uma distribuição de precipitados finos no interior dos grãos da primeira fase, provocam uma melhoria nas propriedades mecânicas da liga. A resistência mecânica e a dureza da liga aumentam com essa redistribuição da segunda fase em relação à liga no seu estado normal com a segunda fase precipitando na forma de partículas grosseiras nos contornos de grão. No capítulo anterior foi citado que a resistência mecânica e a dureza do material dependem da maior ou menor facilidade de movimentação das discordâncias na estrutura. Assim quando a segunda fase concentra-se em partículas grosseiras nos contornos de grão da primeira fase, as discordâncias podem mover-se mais facilmente no interior do grão. Por outro lado quando a segunda fase distribui-se na forma de pequenas partículas no interior dos grãos, essas partículas provocam tensões internas na rede e constituem-se em obstáculos ao movimento das discordâncias, que devem se encurvar para passar por elas, aumentando, conseqüentemente, a dureza e a resistência mecânica (limites de escoamento e de resistência). Além disso a passagem das discordâncias pelas partículas acaba gerando novas discordâncias na forma de anéis em torno dessas partículas que aumentam ainda mais a resistência (ver figura 4.4). 37

38 t 1 t 2 t 3 t 4 Figura 4.4 Deslocamento de duas discordâncias (1 e 2) através de precipitados em diferentes instantes (t 1 a t 4 ). Como o efeito das partículas da segunda fase é dificultar o movimento das discordâncias podem ser considerados três casos em função das dimensões e distribuição dessas partículas. Se as partículas forem muito pequenas e espaçadas (pouco tempo de precipitação), as discordâncias podem passar através das mesmas deformando-as e o aumento de resistência não é, em geral, muito alto. Se, por outro lado, as partículas forem grosseiras e bem espaçadas, como resultado do superaquecimento, os obstáculos são pouco e distanciados diminuindo a resistência. Finalmente, se as partículas apresentarem dimensões que assegurem uma resistência à passagem das discordâncias e uma proximidade entre as mesmas a resistência mecânica da liga será sensivelmente aumentada, já que maiores tensões deverão ser aplicadas para mover as discordâncias entre elas. A resistência alcançada em função das dimensões das partículas depende, portanto, da quantidade de elementos de liga e da temperatura de precipitação. No que diz respeito aos elementos de liga, quanto maior o seu teor maior a resistência mecânica que pode ser alcançada, uma vez que uma maior quantidade de precipitado pode ser obtida. O teor de elementos de liga máximo é condicionado ao limite de solubilidade dos seus átomos na rede cristalina do elemento de base da liga. A figura 4.5 apresenta a influência da temperatura de precipitação na variação da dureza do material. No que diz respeito à temperatura de precipitação, para temperaturas muito baixas o movimento dos átomos por difusão é dificultado e as velocidades de nucleação e crescimento são baixas. O processo de precipitação é, então, muito lento, impedindo que surjam muitas partículas do precipitado apresentando um tamanho 38

39 Dureza conveniente em um tempo de tratamento viável e portanto o aumento de resistência mecânica é menor (ver temperatura T 1 na figura 4.5). Se a temperatura for muito alta e a velocidade de nucleação é baixa levando à formação de poucas partículas grosseiras em um tempo relativamente curto, o que também não provoca aumento sensível de resistência mecânica (ver temperatura T 3 na figura 4.5). Assim devem ser escolhidos valores médios de temperatura em que a difusão e as velocidades de nucleação e crescimento levem a dimensões e dispersão ótima dos precipitados em tempos economicamente viáveis (ver temperatura T 2 na figura 4.5). A temperatura conveniente para a precipitação depende da liga a ser tratada. T 1 < T 2 <T 3 T 2 T 3 T 1 Tempo Figura 4.5 Influência da temperatura de precipitação no aumento da dureza. 4.4 Envelhecimento de ligas de alumínio Muitas ligas de alumínio contendo diferentes elementos podem ser tratadas por solubilização e precipitação, mas as mais estudadas são as ligas de alumínio-cobre. Na figura 4.6 é apresentado o diagrama de fases das ligas alumínio-cobre. Como pode ser observado no diagrama as ligas alumínio-cobre que podem ser tratadas são aquelas que contêm um teor de cobre abaixo de 5,65%. 39

40 Temperatura C C C + L 548C L + 5, , Porcentagem em peso de Cu Figura 4.6 Diagrama de fases alumínio cobre (Al-Cu). (Adaptado do ASM Handbook, vol. 3, Alloy Phase Diagrams, Hugh Baker (Editor) ASM International, 1992). Como foi citado anteriormente a precipitação pode ocorrer através de sucessivas etapas, que levam a uma série de precipitados intermediários metaestáveis coerentes ou semicoerentes com a estrutura cristalina da matriz, até ser constituído o precipitado da fase estável totalmente incoerente. A ocorrência dessas etapas depende da composição da liga e da temperatura de precipitação. No caso das ligas alumínio-cobre são os seguintes os precipitados que podem ocorrer seqüencialmente: Inicialmente são formados precipitados constituídos de placas finas de cobre, com a extensão de alguns poucos átomos, totalmente coerentes com a matriz de alumínio e que só podem ser detectadas através do uso de técnicas de raio X. Esses precipitados são denominados zonas de Guinier-Preston ou GP[1] e provocam o início do endurecimento da liga. 40

41 A partir desses primeiros precipitados são formados os precipitados " ou GP[2], já contendo átomos de cobre e alumínio, que apresentam uma estrutura cristalina já definida, e são semicoerentes com a matriz, ou seja, mantêm coerência com a estrutura cristalina da matriz em alguns planos cristalográficos mas são incoerentes em outros planos. Essa situação provoca distorções na rede da matriz e, consequentemente, tensões internas que aumentam a resistência mecânica. A partir dos precipitados " são formados os precipitados ' com estrutura cristalina tetragonal semelhante aos precipitados de equilíbrio mas com parâmetros de rede diferentes tendendo a ser incoerentes com a matriz de alumínio. Em relação ao precipitado " da etapa anterior esses precipitados começam a provocar o início da diminuição da resistência mecânica alcançada, mas em relação ao precipitado de equilíbrio conferem uma resistência mecânica alta. Finalmente há a formação do precipitado de equilíbrio (estável) ou CuAl 2 com estrutura tetragonal, totalmente incoerente com a matriz de alumínio, que tende a formar precipitados grosseiros que levam ao superenvelhecimento. O processo de precipitação deve, então, ser interrompido quando há coexistência entre " e ' (metaestáveis) para se obter melhores aumentos na resistência mecânica da liga. A ocorrência de todos ou de apenas alguns desses precipitados depende da composição da liga e da temperatura de tratamento. Na figura 4.7 podem ser observadas as variações de dureza em função dos precipitados metaestáveis para ligas de alumínio com diferentes teores de cobre, envelhecidas em duas diferentes temperaturas. Pode ser observado que as ligas com maiores teores de cobre envelhecidas na menor temperatura apresentam maiores durezas. Na prática as ligas de alumínio para serem utilizadas endurecidas por envelhecimento em geral são mais complexas, apresentando, além do cobre, muitos outros elementos de liga. Assim, não são disponíveis diagramas de fase e os dados para o tratamento devem ser obtidos em tabelas práticas para cada composição. O volume 2 do "METALS HANDBOOK" publicado pela "American Society for Metals" apresenta 41

42 algumas dessas tabelas e informações práticas sobre as condições de tratamento de envelhecimento para diferentes ligas metálicas. Na tabela 4.1 são apresentados exemplos de condições de tratamento para algumas ligas de alumínio. Para cada liga podem ser obtidas as temperaturas de solubilização e precipitação e o tempo de precipitação. Tabela 4.1 Condições de tratamento de solubilização e precipitação para algumas ligas de alumínio. Liga Temperatura de solubilização (c) Temperatura de precipitação (C) Tempo de precipitação (horas) 2014 * * * (*) Composição das ligas (porcentagem em peso) 2040: 0,5-1,2 Si; 1,0 Fe; 3,9-5,0 Cu; 0,4-1,2 Mn; 0,2-0,8 Mg; 0,1 Cr; 0,25 Zn; 0,15 Ti 2020: 0,4 Si; 0,4 Fe; 4,0-5,0 Cu; 0,3-0,8 Mn; 0,03 Mg; 0,25 Zn; 0,1 Ti 6053: 0,35 Fe; 0,1 Cu; 1,1-1,4 Mg; 0,15-0,35 Cr; 0,1 Zn 42

43 Figura 4.7 Variação da dureza de ligas de alumínio com diferentes teores de cobre, envelhecidas em duas temperaturas diferentes. 4.5 Outras ligas que podem ser endurecidas por envelhecimento Algumas ligas de cobre também podem ser tratadas por solubilização e precipitação, como por exemplo as citadas a seguir: Ligas de cobre contendo berílio e outros elementos de liga. Ligas de cobre contendo alumínio e outros elementos de liga (principalmente o ferro e o níquel), normalmente denominadas bronzes de alumínio. Ligas de cobre contendo níquel e silício. Algumas ligas de cobre contendo de 1,6 a 2.2% de níquel e 0,45 a 0,75% de Si podem ser solubilizadas em temperaturas entre 750 e 800 C e envelhecidas em temperaturas em torno de 450 C. 43

44 Ligas de magnésio contendo alumínio e zinco. Ligas de níquel contendo magnésio, silício e titânio. Ligas de titânio contendo alumínio e vanádio, etc. Para todas as ligas que contêm mais de dois elementos as condições de tratamento só podem se conseguidas através de tabelas, quando são ligas já conhecidas e aplicadas na prática ou através de experiência quando se tratar de novas ligas. 44

45 Capítulo 5 SISTEMA FERRO-CARBONO 5.1 Introdução Apesar dos aços serem usados desde a idade média, na fabricação de armas e outros utensílios, os processos tecnológicos que permitiram a confiabilidade e reprodutibilidade na sua fabricação começaram a ser desenvolvidos na segunda metade do século XIX. Desde então esses processos de fabricação têm sido aperfeiçoados e as características estruturais e propriedades dos aços intensivamente estudadas. Os aços são constituídos basicamente de ferro e carbono podendo, conter outros elementos de ligas, e podem ser considerados, ainda hoje, os materiais metálicos mais utilizados tecnologicamente pelas seguintes razões: O ferro é um dos elementos mais abundantes na natureza, onde é encontrado, em geral, na forma de óxidos, sendo os processos de redução tecnologicamente dominados e relativamente baratos. Uma série de elementos pode ser adicionada ao ferro, além do carbono, permitindo a constituição de inúmeras ligas com diferentes características e propriedades específicas. Os aços podem ser submetidos a transformações de fases no estado sólido, através de tratamentos térmicos, ou seja, de operações de aquecimento e resfriamento controladas, permitindo a obtenção de estruturas metaestáveis com propriedades sensivelmente diferentes das estruturas termodinamicamente mais estáveis. 45

46 O processo de fabricação dos aços envolve a redução do minério de ferro, para eliminação de outros elementos em geral encontrados nesse minério, como silício, manganês, fósforo e enxofre, e controle do teor de carbono. Os processos de obtenção dos aços não serão tratados neste texto que se restringirá à análise das transformações de fases no estado sólido, envolvidas nos processos de tratamentos térmicos. Os metais têm a tendência de apresentar-se, no estado sólido, com uma estrutura cristalina, ou seja, com os seus átomos dispostos segundo um arranjo bem definido seguindo uma das células cristalinas de Bravais. Esse arranjo apresenta uma direção de crescimento definida em uma região denominada grão cristalino. No entanto, muitos grãos são nucleados e crescem simultaneamente podendo apresentar diferentes direções de crescimento. Como não é possível uma continuidade entre grãos que crescem em diferentes direções, fronteiras, denominadas contornos de grãos, são formadas quando grãos em crescimento encontram-se uns com os outros, o que faz com que os metais no estado sólido apresentem-se, em condições normais, como policristalinos, ou seja, com sua estrutura formada por uma série desses grãos cristalinos que cresceram em diferentes direções. No caso particular do ferro, na temperatura ambiente, os grãos cristalinos apresentam uma estrutura cúbica de corpo centrado. O ferro, no entanto, apresenta uma característica específica, ele pode ter sua estrutura cristalina modificada, no estado sólido, quando submetido a alterações de temperatura. Esse tipo de transformação é denominado de transformação alotrópica. Assim, dependendo da temperatura, o ferro puro pode apresentar as seguintes estruturas cristalinas: Até a temperatura de 910 C o ferro apresenta uma estrutura cúbica de corpo centrado (ccc). Ao atingir 910 C o ferro sofre a primeira transformação alotrópica e passa a apresentar uma estrutura cúbica de face centrada (cfc). Essa estrutura mantém-se estável entre 910 C e 1400 C. Ao atingir 1400 C o ferro sofre uma segunda transformação alotrópica e passa a apresentar novamente uma estrutura cúbica de corpo centrado. Esta estrutura mantém-se estável entre 1400 C e 1534 C, que é a temperatura de fusão do ferro. 46

47 Ao ser resfriado a partir do estado líquido as transformações alotrópicas ocorrem, evidentemente, no sentido contrário. Como as propriedades dos materiais dependem da sua estrutura, a alteração da estrutura cristalina do ferro provoca, também, alterações nas suas propriedades. Quando o carbono e outros elementos de liga são adicionados ao ferro para se obter os diferentes tipos de aço as temperaturas em que ocorrem as transformações alotrópicas, e conseqüentemente as faixas de temperatura em que cada uma das formas alotrópicas apresenta estabilidade, variam. A transformação da estrutura cúbica de corpo centrado em cúbica de face centrada durante o aquecimento e, conseqüentemente, de cúbica de face centrada em cúbica de corpo centrado durante o resfriamento é de especial importância já que possibilita as operações de tratamentos térmicos que permitem as alterações na microestrutura e nas propriedades dos aços, o que, juntamente com a escolha de elementos de liga convenientes, os tornam ligas versáteis e de grande aplicação tecnológica. Como as transformações alotrópicas ocorrem com absorção de energia na forma de calor durante o aquecimento e com liberação de energia na forma de calor durante o resfriamento, é possível detectar essas transformações através de curvas de aquecimento e resfriamento dos aços e, conseqüentemente, determinar as temperaturas de início e fim das transformações de fase decorrentes dessas transformações alotrópicas. Os primeiros trabalhos nesse sentido foram realizados na segunda metade do século passado por dois metalurgistas franceses, LeChatelier e Osmond. Eles notaram que as curvas de aquecimento e resfriamento apresentam uma mudança de comportamento quando há a liberação ou a absorção de calor. Assim, a temperatura em que se observa inicialmente a mudança de comportamento da curva é a temperatura de início da transformação e a temperatura em que a curva volta a mudar de comportamento é a temperatura de fim de transformação. As temperaturas de início e fim de transformação são denominadas pontos críticos. Como as transformações alotrópicas são acompanhadas de expansão ou contração do metal, elas podem ser analisadas através de aparelhos denominados dilatômetros, que medem a expansão ou contração dos materiais em função da temperatura. Na figura 5.1 são mostradas, de forma esquemática, curvas semelhantes às obtidas com o auxílio de um dilatômetro, mostrando o intervalo de temperatura em que ocorrem as transformações de um aço durante o aquecimento (associada à transformação ccc em cfc do ferro) e durante o resfriamento (associada à transformação cfc em ccc). 47

48 Dilatação Adota-se internacionalmente a nomenclatura usada inicialmente pelos pesquisadores franceses para designar os pontos de início e fim de transformação. Assim, no aquecimento os pontos de início e fim de transformação são designados, respectivamente, como Ac 1 e Ac 3 e no resfriamento como Ar 3 e Ar 1. A letra A vem da palavra francesa arrêt que significa interrupção, a letra c de chauffage que significa aquecimento e a letra r de refroidissement que significa resfriamento. Pode-se notar nas curvas que a faixa de temperaturas de transformação durante aquecimento não coincide com a faixa de temperaturas durante o resfriamento. Nas transformações em equilíbrio as faixas deveriam ser coincidentes, mas na prática, devido ao efeito de histerese, associado à resistência à transformação que o material apresenta, isso não ocorre e os pontos críticos no aquecimento são mais altos que no resfriamento. Ac 1 Aquecimento Ar 1 Ac 3 Resfriamento Ar 3 Temperatura Figura Exemplo de curvas obtidas em dilatômetros para análise de transformações de fases dos aços. Resta ainda definir o ponto A 2 que representa a temperatura em que o ferro perde suas características ferromagnéticas durante o aquecimento, o que ocorre a aproximadamente 768 C, que é denominada de temperatura Curie. 48

49 5.2 O sistema ferro-carbono (Fe-C) Neste item serão analisadas as diferentes fases que podem ocorrer nos aços no estado sólido em função do teor de carbono. Inicialmente serão apresentadas as fases estáveis, resultantes de transformações ocorrendo em equilíbrio termodinâmico (aquecimento ou resfriamento muito lentos) e, posteriormente, as fases metaestáveis resultantes das transformações fora do equilíbrio termodinâmico. Finalmente serão feitas algumas considerações sobre a influência de outros elementos de liga, além do carbono, na estabilidade das fases e nas velocidades de transformação das mesmas O diagrama de equilíbrio ferro-carbono O diagrama de equilíbrio ferro-carbono (Fe-C) apresenta as fases termodinamicamente estáveis em função da composição, ou seja, do teor de carbono, e da temperatura. Para se obter as fases termodinamicamente estáveis é necessário que a transformação ocorra de forma lenta o suficiente para que a movimentação de átomos por difusão permita que o equilíbrio termodinâmico em função da composição e da temperatura seja mantido. Em outras palavras é necessário que as velocidades de aquecimento e resfriamento sejam desprezíveis não interferindo nas transformações de fases e por isso a variável tempo não aparece no diagrama. Na prática raramente os processos ocorrem em equilíbrio termodinâmico, mas é importante um conhecimento preciso do diagrama de equilíbrio, já que ele fornece informações que serão importantes na análise das transformações que ocorrem fora de equilíbrio. O diagrama ferro-carbono (Fe-C), na sua forma mais comumente utilizada, é apresentado na figura 5.2. Como pode ser observado o diagrama é parcial englobando apenas as transformações que ocorrem para uma faixa de teor de carbono de zero a 6,7% em peso, que corresponde a 100% de uma fase denominada cementita (Fe 3 C). Pode-se então considerar que o diagrama é melhor caracterizado como Fe-Fe 3 C do que como Fe- C. As diferentes fases e transformações invariantes que podem ser observadas no diagrama serão definidas a seguir. Em primeiro lugar serão definidas as fases que surgem como conseqüência das transformações alotrópicas do ferro que são a ferrita (), a austenita () e a fase. 49

50 Temperatura ( C) 0,10 0,16 0, I L C C + L L C I 2 L + Fe 3 C Fe 3 C 800 I C Fe 3 C ( + P) (P + Fe 3C) Fe 3 C 0 0,0 1,0 2,0 3,0 4,0 5,0 6,0 0,02 0,8 2,06 4,3 6,7 Porcentagem em peso de C Figura 5.2 Diagrama de equilíbrio Fe-C. A ferrita () é uma solução sólida de carbono no ferro com estrutura cúbica de corpo centrado, sendo estável abaixo de 910 C (ver região de estabilidade no diagrama da figura 5.2). A solubilidade máxima do carbono no ferro com estrutura cúbica de corpo centrado é 0,025% a 723 C, sendo bem menor à temperatura ambiente (2,7 x 10-7 %). A ferrita é uma fase dúctil apresentando dureza e resistência mecânica baixas. 50

51 A austenita () é uma solução sólida de carbono no ferro com estrutura cúbica de face centrada, que se origina da transformação alotrópica da estrutura cúbica de corpo centrado em cúbica de face centrada durante o aquecimento, sendo, portanto, estável a temperaturas mais altas. A faixa de temperaturas em que a austenita é estável depende do teor de carbono no aço (ver região de estabilidade no diagrama da figura 5.2). Nos aços carbono para um teor de carbono correspondente a 0,8% a austenita é estável acima de 723 C, para teores menores ou maiores essa temperatura é maior. A solubilidade do carbono é maior na austenita podendo chegar a 2,06% a 1147 C. Em função desse limite de solubilidade é que são definidos os aços como ligas de ferro contendo até 2,06% de carbono. As ligas que contém uma porcentagem de carbono entre 2,06 e 6,7% são denominadas ferros fundidos. A austenita também é dúctil e apresenta dureza e resistência mecânica baixas. Finalmente a fase, que não tem nome específico, é resultado da transformação alotrópica da estrutura cúbica de face centrada em cúbica de corpo centrado durante o aquecimento, sendo, portanto estável a temperaturas acima de 1400 C (ver região de estabilidade no diagrama da figura 8.2). O limite máximo de solubilidade do carbono na fase é 0,10% a 1493 C. A fase apresenta parâmetro de rede diferente da ferrita. Resta ainda definir a cementita, que é uma fase que não depende das formas alotrópicas do ferro. A cementita (Fe 3 C) ou carboneto de ferro é uma fase que se apresenta na forma de um reticulado cristalino baseado em uma célula unitária ortorrômbica (forma de um paralelepípedo com os três lados diferentes) contendo 12 átomos de ferro e 4 de carbono, que corresponde a 6,7% de carbono em peso. A cementita é uma fase frágil apresentando dureza e resistência mecânica altas. Na verdade a cementita é uma fase metaestável e deveria decompor-se em ferrita e grafita, que seriam as fases termodinamicamente mais estáveis, mas como ela forma-se mais rapidamente que a grafita e a velocidade de decomposição em condições normais é desprezível podemos considerá-la estável para efeitos práticos. 51

52 Notam-se no diagrama da figura 5.2 três transformações de fase invariantes nos pontos I 1, I 2 e I 3. Essas transformações são importantes na formação da microestrutura das ligas ferro-carbono e serão descritas a seguir. No ponto I 2, que corresponde a um teor de carbono equivalente a 4,3% e a uma temperatura de 1147 C, ocorre uma transformação eutética em que uma fase líquida transforma-se em duas fases sólidas. No caso a liga ferro-carbono no estado líquido transforma-se em uma mistura de austenita e cementita, ou seja: L + Fe 3 C A transformação eutética, por ocorrer para ligas com teores de carbono mais altos, é importante no estudo dos ferros fundidos. Como a transformação eutética indica a composição com menor ponto de fusão, as ligas ferro-carbono com teores de carbono em torno de 4,3% são convenientes para processos de fundição. No ponto I 3, que corresponde a um teor de carbono equivalente a 0,8% e a uma temperatura de 723 C, ocorre uma transformação eutetóide em que uma fase sólida transforma-se em uma mistura de duas outras fases sólidas. No caso a austenita transforma-se em uma mistura de ferrita e cementita, ou seja: + Fe 3 C A mistura de ferrita e cementita resultante da transformação da austenita com composição eutetóide apresenta-se de uma forma bem definida caracterizada por lamelas intercaladas das mesmas na proporção de 88% de ferrita e 12% de cementita. Esta estrutura característica é denominada perlita e é mostrada na figura 5.4. É importante observar que a perlita não é uma fase, mas uma mistura de duas fases distintas. A perlita, em função das suas características, apresenta propriedades intermediárias entre a ferrita, que é dúctil e apresenta baixa resistência mecânica e a cementita que é frágil e apresenta uma alta resistência mecânica. Assim é uma estrutura interessante do ponto de vista de aplicação prática já que apresenta uma boa resistência mecânica mantendo certa ductilidade. A transformação eutetóide ocorre em todos os aços carbono com composição acima de 0,025 quando resfriados em equilíbrio a partir de uma determinada temperatura 52

53 Temperatura ( C) em que a estrutura seja austenítica, sendo extremamente importante no estudo das transformações de fase no estado sólido dos aços. Finalmente no ponto I 1, que corresponde a um teor de carbono equivalente a 0,16% e a uma temperatura de 1493 C, ocorre uma transformação peritética em que uma mistura de uma fase sólida e uma fase líquida transforma-se em uma outra fase sólida. No caso uma mistura de fase e fase líquida transformam-se em austenita, ou seja: L + T 1 + Fe 3 C + + P 723 C P + Fe 3 C Fe 3 C 0,02 0,8 2,06 Porcentagem de carbono Figura 5.3 Variação da microestrutura durante a transformação de fase no estado sólido de um aço eutetóide. 53

54 A transformação peritética é importante no estudo da solidificação de aços carbono com teores não muito altos de carbono, não sendo particularmente importante no estudo das transformações de fase no estado sólido Estruturas resultantes das transformações em equilíbrio dos aços carbono Dada a importância da transformação eutetóide na formação da microestrutura dos aços estes são normalmente classificados, em função da sua composição, em eutetóides, hipoeutetóides e hipereutetóides. O aço eutetóide é aquele que tem a composição eutetóide, ou seja, 0,8% de carbono e os hipoeutetóides e hipereutetóides são aqueles que apresentam respectivamente teores de carbono abaixo e acima da composição eutetóide. Se o resfriamento do aço, a partir de uma temperatura em que toda a estrutura esteja na forma de grãos de austenita, for lento o suficiente para que os movimentos atômicos por difusão permitam que a variação da composição das fases durante as transformações siga o diagrama de fases, as transformações estarão ocorrendo em equilíbrio termodinâmico. Nesse caso a estrutura final que o aço apresentará ao atingir a temperatura ambiente dependerá somente da sua composição. A seguir serão descritas as transformações de fases em equilíbrio que ocorrem nos aços carbono em função do seu teor de carbono. Grão de Perlita Figura Micrografia de um aço eutetóide (0,8 % C). Aço eutetóide: se o aço apresenta 0,8% de carbono ele sofrerá apenas uma transformação de fase durante o resfriamento quando a austenita se transforma em 54

55 perlita à temperatura constante de 723 C. Assim na temperatura ambiente o aço eutetóide apresentará uma estrutura formada por grãos de perlita. Na figura 5.3 é apresentada, de forma esquemática, essa transformação e na figura 5.4 uma micrografia de um aço eutetóide. Aço hipoeutetóide: se o aço contém menos que 0,8% de carbono na sua composição a transformação da austenita ocorrerá em duas etapas (ver figura 5.5). Inicialmente, ao ser atingida a temperatura A 3 inicia-se a transformação da austenita em ferrita. Como os contornos de grão da austenita são regiões de maior energia contribuindo para a energia de ativação necessária à nucleação da nova fase, a ferrita forma-se nesses locais. A temperatura de início de transformação depende da composição do aço, ou seja, quanto maior o teor de carbono menor essa temperatura (ver diagrama). A transformação de austenita em ferrita continua até ser atingida a temperatura A 1, que nos aços carbono corresponde a 723 C e independe do teor de carbono. Nessa temperatura a austenita restante cuja composição, durante o resfriamento seguiu a linha DE, apresentará a composição eutetóide (0,8% C) e portanto sofrerá a reação eutetóide transformando-se em perlita. A ferrita que se formou nos contornos de grão antes da reação eutetóide permanece inalterada e é considerada uma fase pró-eutetóide sendo denominada ferrita primária. Continuando o resfriamento observa-se uma variação nas fases presentes, conforme indicado pela regra da alavanca, mas a estrutura na temperatura ambiente será formada por grãos de perlita envolvidos por grãos de ferrita primária. Na figura 5.5 são apresentadas, de forma esquemática as transformações que ocorrem durante o resfriamento e na figura 5.6 uma micrografia de um aço hipoeutetóide. Aços hipereutetóides: se o aço contém mais do que 0,8% de carbono as transformações ocorrem de forma semelhante às dos aços hipoeutetóides, ou seja, inicialmente, entre as temperaturas A 3 e A 1 forma-se a fase pró-eutetóide, que nesse caso é a cementita primária, também nos contornos de grão da austenita e quando se atinge A 1 a austenita restante, com composição eutetóide transforma-se em perlita. Nesse caso a temperatura de início de transformação (A 3 ) aumenta com o teor de carbono, mas a temperatura de fim de transformação (A 1 ) continua sendo 723 C. A estrutura do aço hipereutetóide na temperatura ambiente é formada de grãos de perlita envolvidos por grãos de cementita primária. Na 55

56 Temperatura ( C) figuras 5.7 são apresentadas de forma esquemática as transformações que ocorrem durante o resfriamento e na figura 5.8 uma micrografia de um aço hipereutetóide. D T 1 + Fe 3 C A 3 + E A 1 = 723 C + P P + Fe 3 C Fe 3 C 0,02 x 0,8 2,06 Porcentagem de carbono Figura 5.5 Variação da microestrutura durante as transformações de fase no estado sólido de um aço hipoeutetóide. Perlita - Ferrita (áreas claras) Figura Micrografia de um aço hipoeutetóide (0,45 % C). 56

57 Temperatura ( C) T 1 Fe 3 C A 3 + Fe 3 C + + P A 1 = 723 C P + Fe 3 C Fe 3 C Fe 3 C 0,02 0,8 x 2,06 Porcentagem de carbono Figura 5.7 Variação da microestrutura durante as transformações de fase no estado sólido de um aço hipereutetóide. 57

58 Grão de Perlita Fe 3 C - Cementita (contorno de grão) Figura Micrografia de um aço hipereutetóide (0,95 % C). Durante o aquecimento dos aços a partir da temperatura ambiente as transformações ocorrem em sentido inverso, podendo-se transformar novamente todas as fases em austenita. É importante salientar que as temperaturas de transformação apresentadas valem apenas para os aços carbono. Quando são adicionados elementos de liga aos aços essas temperaturas variam e as informações sobre as transformações de fase não podem mais ser obtidas no diagrama de equilíbrio ferro-carbono Influência do teor de carbono nas propriedades dos aços Aplicando a regra da alavanca no diagrama de equilíbrio Fe-C pode-se notar que, em temperaturas abaixo de 723 C, para um aço hipoeutetóide a quantidade de perlita aumenta e a quantidade de ferrita diminui quando se aumenta o teor de carbono e para um aço hipereutetóide a quantidade de cementita aumenta e a quantidade de perlita diminui. Como a perlita apresenta maior resistência mecânica e maior dureza que a ferrita e a cementita maior resistência mecânica e dureza que a perlita, pode-se concluir que o aumento do teor de carbono aumenta a resistência mecânica e a dureza dos aços e conseqüentemente diminui a ductilidade (medida pelo alongamento). Na figura 5.9 são apresentadas esquematicamente as curvas de variação dessas propriedades com o teor de carbono. 58