Como afirmado por Luo (2004), na deformação no campo intercrítico, a microestrutura a ser deformada consiste em uma mistura de ferrita, austenita e Fe3C. A estrutura inicial
difere então daquela da laminação austenítica, pois contém agora interfaces austenita- ferrita e não apenas contornos de grão de austenita. Estes contornos de grão de austenita-ferrita podem desempenhar um papel diferente na nucleação e recristalização do que os contornos de grão austeníticos, já que gradientes de tensão ocorrem nestas interfaces. Uma microestrutura bifásica de grãos macios de ferrita e de grãos mais duros de austenita conduzirá a variações plásticas locais de tensão, dependendo da
conectividade das redes de ferrita e de austenita. Desta forma, a distribuição inicial de tensão na fração austenítica imediatamente depois da deformação apresenta intrinsecamente uma heterogeneidade maior do que no caso de se deformar uma estrutura inteiramente austenítica. Estes estudos de Luo demonstraram que o expoente n de Avrami para a cinética de recristalização intercrítica da austenita não é constante, mas uma função da temperatura e da fração de fase. Para avaliar a cinética de recristalização, geralmente os estudos se baseiam na equação de Johnson-Mehl- Avrami-Kolmogorov (JMAK).
Xt = 1 – exp(–Kt n ) 4.1 onde Xt é a fração recristalizada no tempo t, K é a constante cinética e n é o expoente de Avrami.
Uma seqüência de testes iniciais foi desenvolvida para verificar a utilização e variação de alguns parâmetros de processo. Para efeito de comparação, um lote de amostras foi deformado a 820ºC, utilizando os parâmetros descritos na tabela IV.2, mas com um intervalo entre passes de 30s. A deformação ocorreu no campo austenítico e a microestrutura final se constituiu de grãos ferríticos de dimensões grosseiras se comparadas àquelas deformadas no campo bifásico. Isto pode ser observado na figura 5.2 apenas para uma comparação visual.
Figura 5.2 - Comparação visual entre o refinamento obtido na deformação em temperaturas mais altas no campo austenítico e no intercrítico.
20µm
Aço C-Mn deformado a 820ºC Aço C-Mn deformado a 740ºC
Alguns testes iniciais foram conduzidos até a ruptura dos corpos de prova, para que se pudesse estabelecer uma tendência de comportamento de fluxo plástico em situações de solicitações mais extremas, envolvendo assim um número maior de passes de deformação.
A configuração microestrutural final pouco foi influenciada pelo número de passes, ainda que o percentual de deformação imposto às amostras fosse maior, o maior fator determinante foi a taxa de deformação, em consonância com outros resultados da literatura (Karjalainen(1995), Yang (2000)). A fração volumétrica de ferrita e a recristalização são dependentes da redução, como afirmado por Yang et al. (2000). A formação de ferrita também ocorre induzida por deformação, sendo que o volume formado de ferrita é pouco influenciado pelo processo de resfriamento, mas este age como fator controlador da taxa de crescimento de grãos (Cota, 1998).
A figura 5.3 comprova esta afirmação, ao apresentar fotomicrografias de amostras sujeitas a condições similares, entretanto com taxas de deformação diferentes.
Taxa de deformação = 0,2s-1 Taxa de deformação = 2s-1
Figura 5.3 Comparação entre o refinamento microestrutural obtido a partir de taxas de deformação diferentes.
As fotomicrografias foram obtidas por microscopia óptica, com aumento de 1000x, após ataque com nital 2%. Como não foram recozidas, um encruamento está presente nestas amostras de aço C-Mn. Nota-se nitidamente o refinamento obtido ao se empregar uma maior taxa de deformação, pois uma quantidade maior de sítios para nucleação da ferrita é ativada para a taxa de deformação de 2s-1.
De acordo com Bengochea et al. (1998), o acúmulo de deformação na austenita não recristalizada afeta a transformação α pelo aumento de possíveis sítios para nucleação de grãos ferríticos. No caso da austenita não deformada, a ferrita nucleia no ponto tríplice, contornos e superfícies, nesta ordem de preferência. Na austenita deformada, existem sítios adicionais para esta nucleação no interior dos grãos, como as bandas de deformação e arranjos de deslocações, que aumentam a área efetiva para nucleação. A figura 5.4 ilustra este comportamento.
Figura 5.4 Seqüência representativa de nucleação da ferrita
4(a)- não deformada , 4(b)-nucleação nos pontos tríplices, 4(c)- nucleação nos contornos da matriz deformada, 4(d)- nucleação nos interior dos grãos deformados.
b) a)
O intervalo entre passes utilizado neste trabalho foi de 1s para minimizar a recristalização estática, pois quanto maior o tempo de intervalo entre passes (Liu 1994, Karjalainen 1995 ), melhores são as condições cinéticas para a recristalização da ferrita e consequentemente vir a favorecer o crescimento destes grãos.
Nos estudos de Huang et al.(2000), com uma deformação total de apenas 50%, uma estrutura revenida é considerada benéfica em promover a recristalização dinâmica da ferrita e leva a uma ferrita de granulação ultrafina. A ocorrência de recristalização dinâmica da ferrita deve-se às elevadas deformação e taxa de deformação (maior ou igual a 1 s-1).
Neste trabalho, a taxa de deformação empregada é o dobro da citada acima, logo tal taxa permite pouco tempo para uma eventual recuperação.
Uma esquematização de Hong et al.(2003), fig.5.5, demonstra a formação de ferrita induzida por deformação, da mesma maneira que supõe-se estar acontecendo neste trabalho.
Figura 5.5 Formação de ferrita induzida por deformação.
Bandas de deformação
Carbonetos de Nb nucleação
A energia armazenada não é recuperada, mas gradualmente acumulada durante a deformação em vários passes. Pode-se afirmar assim que cada deformação subseqüente é efetuada no topo da deformação acumulada no processo previamente desenvolvido. Isto significa que a ferrita passa por deformação e encruamento sem uma recristalização significativa entre passes. Nas temperaturas de deformação empregadas (700-740 C) o processo ocorre no campo bifásico. Levando-se em conta que a transformação em ferrita deva estar completa após o último passe, pode-se considerar que o processo de restauração dominante é da liberação progressiva da energia armazenada através da recristalização dinâmica.
Existe uma interação entre deformação da austenita, que não deve estar sujeita a recristalização, transformação induzida por deformação em ferrita, e recristalização dinâmica de ferrita. Isto significa que a ferrita equiaxial inicial está sujeita à recristalização dinâmica durante o processo de deformação multipasses, o que conduz a um posterior refinamento e mudanças em sua morfologia.
Percebe-se que o fator determinante dos processos de recristalização nesses campos provém da transformação em ferrita induzida por deformação a partir de um valor crítico, como apontado por Choo et al. (2001) para diminuir a energia livre do sistema.