Estudo da transformação massiva δ→γ em aços inoxidáveis.

EPUSP-PMT
Estudo da transformação massiva
ferrita delta Æ austenita
ao longo de um tratamento de têmpera
Alexandre Farina
Catherine Tassin, Yves Bréchet,
Jean-Denis Mithieux, Hélio Goldenstein
São Paulo, 03 e 04 de Julho de 2006
VII Encontro de Iniciação Científica do LFS
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Origem deste Trabalho
Estágio realizado na França na UGINE&ALZ – Grupo ARCELOR
Æ Projeto de pesquisa da UGINE&ALZ orientado por Jean-Denis Mithieux
Æ Projeto desenvolvido no Institut National Polytechnique de Grenoble - INPG
Æ Ecole Nationale Supérieure d'Electrochimie et d'Electrométallurgie de Grenoble - ENSEEG
Æ Laboratoire de Thermodynamique et Physico-chimie - LTPCM
Æ Sob orientação do Yves Bréchet e da Catherine Tassin
Æ Orientação a distância pelo Prof. Hélio Goldenstein (PMT-EPUSP)
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Introdução
Æ Apresentação da revisão bibliográfica
Æ Cálculos termodinâmicos
Æ Cálculos cinéticos
Æ Proposição de um novo modelo para transformação massiva
Æ Sumário
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Apresentação da
Revisão Bibliográfica
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Histórico da Transformação Massiva
Massalski 2002:
ÆGenders et Bailey – 1925
ÆPhillips – 1930
ÆGreninger – 1939
}
Trabalhos sobre Cu-Al
Tranf. βÆαmassiva
ÆChristian – 1970 Æ Primeira definição de Transf. Massiva
Definição: Transformação massiva (1970):
Æ Transformação de fase não difusiva
Æ A fase filha apresenta a mesma composição da fase mãe
Æ A difusão existe somente na escala lacunar
T. B. Massalski. Metall. Trans. A v.33A (2002), pp. 2277-2283.
R. Genders, G.L. Bailey. J. Inst. Met. v.33 (1925), pp.213.
A.G. Phillips. Trans. AIME, v.89 (1930) pp.194
A.B. Greninger. Trans AIME v.133 (1939), pp.204
J.W.Christian : in Encyclopedia of Materials Science and Engeneering, London, 1986, pp. 3496
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Drag Effect – Origem e Modificação
Æ A transformação massiva têm grande velocidade de reação
Æ As impurezas reduzem a velocidade de transformação
Æ Possível limite para a transformação massiva
Æ Lücke e Détert 1957 – modelo para bronzes
Æ J. Cahn 1962 Æ Drag Effect
Æ Divisão do efeito para pequenas e grandes velocidades
Æ Drag Effect de Cahn modificado por Bréchet e Purdy
Æ Frenagem da interface de transformaçao dada a força de “atrito”
entre a interface e a matriz Æ balanço de forças:
Æ Resultante = Força de frenagem – Força Motriz
K.Lücke, K. Détert. Acta Metall, v.5 (1957), pp.628-637.
J. W. Cahn. Acta Metall., v.10 (1962), pp.789-798.
Y. J.M. Bréchet, G.R.Purdy. Scripta Metall, v.27 (1992), pp.1753-1757.
G.R. Purdy, Y.J.M. Bréchet. Acta Metall., v.43 (1995), n.10, pp.3763-3774
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Modelos Empíricos – Lacoude et Goux - 1986
γ Composition (1235°C):
9.939Cr-0.014C-0.034N
δ
γ
γ+δ
δ Composition (1235°C):
10.479Cr-0.004C-0.009N
Isopletas do diagrama de equilíbrio de fases pseudo-binário para o sistema
Fe-Cr-0.010C-0.024. Diagramas calculados com o ThermoCalc e a base de dados TFCE3.
M. Lacoude, C. Goux. Mem. Rev. Scient. Metall. LXIII, n°10, Oct. 1986, pp. 805-834.
B. Champin, C. Goux. Mem. Scient. Rev. Metall. LXVI, n°5, (1969) pp. 375-387.
M. Arzalier, C. Goux. Mem. Rev. Scient. Metall. LXX, n°2 (1973), pp. 103-105.
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Ano 2002 - TMS
ÆHillert, Aaronson et Massalsky
Æ “Nova” definição
Æ As fases mãe e filha nao precisam ter RO
Æ Interface incoerente e de alta energia
Æ A velocidade da interface é definida pela taxa de difusão
Æ Dissipaçao da energia livre – Drag Effect de Hillert
M. Hillert. Metall Trans A, v.33A (2002), pp.2299-2308.
H.I. Aaronson. Metall Trans A, v.33A (2002), pp.2285-2297.
T. B. Massalsky. Metall. Trans. A v.33A (2002), pp. 2277-2283.
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Cálculos Termodinâmicos
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Diagramas de equilíbrio – Liga Fe-9.8Cr-0.010C-0.024N
Æ Diagrama de equilíbrio de uma liga
Æ Isopleta de equilíibrio pseudo-binária
Æ Tetraédro Quaternário
Æ Isoterma pseudo-ternária
Æ Prisma Quaternário
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Proposição do critétio da temperatura T0*
ÆHillert, Aaronson et Massalski estabeleceram um limite teórico no diagrama de equilíbrio de
fases para a transformação massiva : (T0, C0)
Æ Necessidade de utilizar um diagrama em funçao da températura
Æ Diagrama T x %X Æ Isopleta Æ Ausência de informações
Æ Diagrama T x %X x %Y Æ Prisma Æ Difícil de construir
Æ Diagrama GM x T Æ Fácil de construir para sistemas multi-componentes
T fixada
GM
Composição fixada à Ttratamento=1250°C
∆Tsuper-resfriamento
γmassiva
γeq
δeq
708
765
T0*=1189
T(°C)
Ttratamento =1250°C
Curvas para o aço EN10: Fe-10.83Cr-0.00168C-0.00133N
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Aplicação do Critério da Temperatura T0*
γ1 + δ Æ γ1 + γmass Æ α’1 + α’2
α’2
Composição de δ
δeq: 1250°C – 11.2%Cr
α’1
Composição de γ1
γeq: 1190°C – 10.6%Cr
Equilibrium Compositions of Cr
Profile of Cr at Interface 1250°C - Experimental - EN10
δ Æ γmass Æ α’2
11.600
Weigth % Cr
11.200
Weigth Fraction of Cr
11.400
0.12500
γ1 Æ α’1
11.000
10.800
10.600
W(FCC,CR)
W(BCC,CR)
0.12000
0.11500
0.11000
0.10500
0.10000
10.400
0.09500
10.200
0
5
10
15
20
Distance (µm)
25
30
35
1170
1190
1210
1230
1250
1270
1290
Temperature (°C)
Composição de equilíbrio para a liga EN10 calculada com o ThermoCalc e TCFE3.
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Critério da temperatura T0* - Aplicação – EN10
GM
Composição fixada à Ttratamento=1250°C
∆Tsuper-resfriamento
γmassiva
γeq
δeq
708
T0*=1189
765
T(°C)
Ttratamento =1250°C
Profile of Cr at Interface 1250°C - Experimental - EN10
Equilibrium Compositions of Cr
11.600
0.12500
Weigth Fraction of Cr
11.400
Weigth % Cr
11.200
11.000
10.800
10.600
10.400
Composição de δ
0.12000
0.11500
0.11000
Composição de γ
0.10500
0.10000
~60°C
0.09500
10.200
0
5
10
15
20
Distance (µm)
25
30
35
W(FCC,CR)
W(BCC,CR)
1170
1190
1210
1230
1250
1270
1290
Temperature (°C)
Composição de equilíbrio para a liga EN10 calculada com o ThermoCalc e TCFE3.
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Cálculos Cinéticos
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Perfil de tratamento térmico
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DICTRA – EN10 - Homogeneização
Condições de cálculo:
(1) Tamanho da malha 100µm
(2) Tempo de cálculo: 66h
(3) Comp. = Comp. da liga
(4) Estado inicial: 100%α’
(5) Transformação: α’Æγ
Perfil de C
Æ aproximação de α’ por α (BCC)
Perfil de Cr
Perfil de N
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DICTRA – EN10 – Trat. Isotérmico + Têmpera
Condições de cálculo: Trat. Insotérmico à 1250°C seguido de têmpera (velocidade: 50°C/s):
(1) Tamanho 100µm
(2) Tempo de cálculo: 30min (1250°C)+3s (50°C/s)
(3) Comp. = Comp. da liga
(4) Estado inicial: 100%δ
(5) Transformação: δÆγ
Perfil de C
Perfil de Cr
Perfil de N
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DICTRA – EN10 – Trat. Isotérmico + Têmpera
Æ Tempo: 1801.2s Æ Temperatura ~1189°C se a velocidade for = 50°C/s
Profile of Cr at Interface 1250°C - Experimental - EN10
11.600
11.400
Weigth % Cr
11.200
11.000
10.800
10.600
10.400
10.200
0
5
10
15
20
Distance (µm)
25
30
35
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Proposição de um novo
modelo para
transformação massiva
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Proposição de um novo modelo
Æ Aaronson et Massalski Æ Não há necessidade de RO entre fases
Æ A temperatura T0* é o limite para a tranf. massiva
Æ A nucleação de interfaces é facilitada em ligas multicomponentes Æ Inclusões
Æ O perfil de diffusão calculado é proximo do experimental
Pergunta: é possivel nuclear uma segunda interface de transformação ?
Perfil de composições
γ
Perfil de composições
γ
δ
δ
Ferrita
hiper-temperada
Cr
ν
Distância
Distância
C,N
Austenita
Massiva
Transf. em equilíbrio
Estado Inicial
Estado Final
Proposition d’un nouveau Modèle
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γdiff
γinicial
γmassiva
δhiper-temperada
0
12 3
2
4
ν
1
3
0
4
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Sumário
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Sumário
ÆUm novo modelo termodinâmico e cinético para a transformação massiva foi proposto
Æ Este modelo é embasado nas concepções de Hillert, Aaronson e Massalski.
Æ A validação deste modelo ainda se encontra em estudo.
Æ Este modelo permite a descrição dos spikes como provenientes de uma pré-reação
difusiva antes da transformação massiva.
Æ Como este modelo foi desenvolvido para a transformação δÆγmassiva, é possível que
ele seja modificado por reações de baixa temperatura (γÆα por exemplo).
Conclusions
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8) Le modèle de la seconde interface a besoin d’être vérifié selon les conditions de
nucléation de la nouvelle interface et de stabilité du produit de la transformation diffusive
après la transformation, mais il peut être une explication pour les lisérés de ferrite
hypertrempée.
Diagramme d’équilibre de phases binaire Fe-Cr calculé avec ThermoCalc et la base de donnés BIN.
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FIM