Estudo da transformação massiva δ γ em aços inoxidáveis

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1 Estudo da transformação massiva δ γ em aços inoxidáveis A. B. Farina Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais EPUSP São Paulo Brasil, alexandre.farina@poli.usp.br. Laboratoire de Thermodynamique et Physico-chimie du Métal ENSEEG Grenoble França, alexandre.farina@ltpcm.inpg.fr. C. Tassin-Arques Laboratoire de Thermodynamique et Physico-chimie du Métal ENSEEG Grenoble França, ctassin@ltpcm.inpg.fr J-D Mithieux Centre de Recherche UGINE&ALZ Groupe ARCELOR Isbergues França, jean-denis.mithieux@ugine-alz.arcelor.com Y. Bréchet Laboratoire de Thermodynamique et Physico-chimie du Métal ENSEEG Grenoble França, ybrechet@ltpcm.inpg.fr. H. Goldenstein Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais EPUSP São Paulo Brasil, helio.goldenstein@poli.usp.br. Resumo Neste trabalho será apresentado um novo modelo termodinâmico e cinético para a transformação massiva, baseado nos conceitos propostos por Hillert, Aaronson e Massalski. Este novo modelo deriva do uso da temperatura T0 como limite termodinâmico para a transformação massiva, bem como de cálculos cinéticos realizados para o estudo de tratamentos não isotérmicos de aços inoxidáveis. Palavras-chaves : Termodinâmica Computacional, Cinética, Transformação massiva, Aços inoxidáveis Abstract In this work it will be presented a new thermodynamic and kinetic model for massive transformation. This model is based on the concepts proposed by Hillert, Aaronson and Massalski. This model comes from the use of T0 temperature as the thermodynamic limit for massive transformations and from the kinetic calculus of non isothermal treatments for stainless steels. Resumen En este trabajo será presentado un nuevo modelo termodinámico y cinético para la transformación masiva, basado en los conceptos propuestos por Hillert, Aaronson y 1

2 Massalski. Este nuevo modelo se deriva del uso de la temperatura T 0 como limite termodinámico para la transformación masiva, así como de cálculos cinéticos realizados para el estudio de tratamientos no isotérmicos de aceros inoxidables. Key-words: Computational thermodynamics, kinetics, massive transformation, stainless steels. 2

3 1. INTRODUÇÃO O estudo da transformação massiva é um dos pontos fundamentais para alguns tipos de processos metalúrgicos como tratamentos térmicos, soldagem e laminação à quente. Durante estes processos, dependendo da composição e da temperatura escolhidas, verificam-se diferentes transformações de fases possíveis, dentre estas a transformação massiva. A transformação massiva pode ser definida como uma transformação de fase com invariância de composição química entre as fases mãe e filha, com alta velocidade da interface de transformação (da ordem de cm/s), a interface de transformação é incoerente e de alta energia e a interface de transformação pode atravessar os contornos de grão da fase mãe. Como adição à esta definição acrescenta-se que as fases mãe e filha não apresentam necessariamente alguma relação de orientação [1-3]. Chéhab et al [4] estudaram o aço inoxidável EN10 (Fe-10.83Cr C N) ao longo de diversos tratamentos térmicos seguidos por têmpera em água. Destes tratamentos, eles realizaram um tratamento isotérmico a 1225 C e a 1250 C seguido por têmpera em água, e obtiveram dois tipos de estrutura diferentes. No tratamento a 1250 C eles obtiveram uma estrutura bifásica com duas martensitas e no tratamento a 1225 C uma estrutura bifásica composta por martensita e ferrita hiper-temperada. Utilizando o programa ThermoCalc aliado a base de dados TCFE3, a isopleta de equilíbrio para o aço EN10 foi calculada e é apresentada na figura 1. GM Composição química de equilíbrio fixada 1250 C T super-resfriamento γ massiva γ eq δ eq (a) (b) Figura 1: (a)isopleta de equilíbrio de fases pseudo-binária para o aço EN10. Calculada para as ligas Fe-Cr C N. (b) Relação entre as curvas de energia livre de Gibbs para a transformação massiva δ γ massiva para o aço EN Tratamento isotérmico =1250 C T( C) 2. MODELAGEM TERMODINÂMICA Segundo os modelos propostos por Hillert [3,5], Aaronson [2] e Massalski [1], a temperatura T 0 (temperatura na qual as energias livres de duas fases em equilíbrio são iguais) é o limite mais provável para a transformação massiva no diagrama de equilíbrio de fases. Este limite, no entanto,- perde seu sentido quando deixamos os trabalhos em ligas binárias e passamos ao estudo de ligas multicomponentes. Em isopletas como a 3

4 apresentada na figura 1(a), as tie-lines não se encontram no plano do diagrama de equilíbrio, e por conseqüência o uso da definição de temperatura T 0 perde parte de seu sentido. Verifica-se da analise de ligas multicomponentes, que a temperatura de tratamento isotérmico antes da têmpera define a composição da fase que será transformada de modo massivo [6]. Desta verificação, propõe-se o uso de um diagrama de energia livre em função da temperatura para a avaliação do papel da temperatura T 0 em ligas multicomponentes. Como este diagrama é calculado para composições fixas, então pode-se adotar a composição de equilíbrio da fase mãe da transformação massiva na temperatura de tratamento isotérmico, seguindo-se pela mesma composição, porém com a mudança de estrutura cristalina para a fase filha. Por exemplo, no aço EN10 estudou-se a transformação ferrita delta austenita massiva. Na temperatura de 1250 C, tem-se a austenita com composição Fe-9.97Cr C N em equilíbrio com a ferrita delta de composição Fe-11.30Cr C N. Então calculamos as curvas de energia livre para estas duas fases, mais a curva de energia livre de uma austenita (massiva) com a composição da ferrita delta. Da intersecção da curva de energia livre da ferrita delta com a da austenita massiva, obtém-se um ponto de temperatura T 0, o qual foi batizado por T 0 *. A temperatura T 0 * define a temperatura que a liga deve atingir para que a transformação massiva δ γ massiva seja possível do ponto de vista termodinâmico. Na figura 1(b) apresenta-se um esquema da relação de curvas para esta transformação. Dos cálculos com as curvas de energia livre realizados verificou-se que é necessário um super-resfriamento de 61 C para que seja possível a transformação δ γ para o aço EN10 após tratamento isotérmico a 1250 C. 3. MODELAGEM CINÉTICA Utilizando-se o programa DICTRA com a definição das condições de contorno da tabela 1, foram calculados os perfis de concentração de cromo em função da distância ao longo do tratamento isotérmico a 1250 C por 30min seguido de têmpera em água (velocidade de 50 C/s) para o aço EN10, apresentados na figura 2. Tabela 1: Condições de contorno para simulação com o programa DICTRA Condição de contorno Valor Tamanho total da malha de cálculo 100µm Tamanho inicial do germe da fase austenita 0.01µm Controle da interface Atividade química fixada na interface Condição inicial (microestrutura) Estado inicial 100% martensítico/ferrítico (aproximado pela ferrita α/δ) Tempo de calculo (t) 0h ~ 30.1min = 0s ~ 1803s Temperatura (T) 1250 C por 30min (1800s) seguido de resfriamento de 50 C/s Transformação de fase Martensita/ferrita (α/δ) austenita 4

5 (a) (b) (c) Figura 2 : Simulação do tratamento isotérmico a 1250 C seguido de têmpera em água. Perfis de concentração do Cr. (a) Estado inicial (t=0s), (b) Fim do tratamento isotérmico (t=1800s) e (c) tempo relativo à temperatura T 0 * (1188 C ~ t=1801.2s) Na figura 2(b), tem-se o fim do patamar isotérmico. Neste ponto a temperatura T 0 * do sistema ainda não foi atingida, e por conseqüência a transformação massiva não é termodinamicamente possível. Deste modo é necessário realizar-se o resfriamento do sistema até a temperatura T 0 *. Porem, até esta temperatura, temos o avanço da interface de transformação difusiva, figura 2(c). Podemos então inferir que a transformação massiva é uma segunda etapa da transformação difusiva em equilíbrio. Deste modo propõe-se na figura 3 um novo modelo para a transformação massiva. Na fig.3(a) temos o tempo t 0, no qual estamos no fim do patamar isotérmico (T M ). A partir deste ponto inicia-se o resfriamento, e em um ponto t 1 com temperatura T M - T, a temperatura T 0 * não foi atingida. Então a interface de transformação difusiva (vermelha) somente de deslocou com velocidade ν 1. Com mais um T de resfriamento atinge-se a temperatura T 0 * no tempo t 2 (fig.3(c)). No tempo t 2, a transformação massiva passa a ser termodinamicamente possível em um local pouco distante da interface difusiva. Caso haja condições de nucleação, pode-se nuclear uma segunda interface de transformação neste ponto, a interface massiva, com velocidade ν 2. A partir deste ponto, nos tempos t 3, t 4 e t 5, as duas interfaces se deslocaram com suas respectivas velocidades, considerando sempre ν 1 <<ν 2. No tempo t 5, haverá o encontro da interface difusiva com o ponto de nucleação da interface massiva e neste ponto haverá a formação de um spike (pico de composição). Segundo esta análise, os spikes verificados antes dos produtos da transformação massiva, relacionados até agora com efeitos ligados à teoria do Drag Effect de Cahn [7] e de Hillert [3], podem ser relacionados com uma pré-reação difusiva antes da transformação massiva. 5

6 (a) (b) (c) (d) (e) (f) Figura 4: Esquema do perfil de concentração na interface para um elemento substitucional. (a) t 0 e T M, (b) t 1 e T M - T, (c) t 2 e T 0 *, (d) t 3 e T 0 * - T, (e) t 4 e T 0 * -2 T, (f) t 5 e T 0 * -3 T 4. SUMÁRIO Um novo modelo termodinâmico e cinético para a transformação massiva foi proposto, baseado nas concepções de Hillert, Aaronson e Massalski. A validação deste modelo ainda se encontra em estudo. Este modelo permite a descrição dos spikes como provenientes de uma pré-reação difusiva antes da transformação massiva. Como este modelo foi desenvolvido para a transformação δ γ massiva, é possível que ele seja modificado por reações de baixa temperatura (γ α por exemplo). REFERÊNCIAS BIBLIOGRAFICAS [1] T. B. Massalski. Metall. Trans. A v.33a (2002), pp [2] H.I. Aaronson. Metall Trans A, v.33a (2002), pp [3] M. Hillert. Metall Trans A, v.33a (2002), pp [4] B. Chéhab, Y. Bréchet, M. Véron, J.-C. Glez, J.-D. Mithieux. Metal Trans A, v.15a (1986), pp [6] A. Farina. Rapport de fin de stage. Grenoble, mai de [7] J. W. Cahn. Acta Metall., v.10 (1962), pp