Cap 6 Transformações Martensíticas

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6. Transformações Martensíticas 
Compartilhando conhecimento você não está somente repassando informação, mas 
também ajudando no crescimento pessoal e profissional seu e do outro. C.A. Metal 
agradece a ajuda dos colaboradores Renardir Maciel, Eveline Carvalho, Renato 
Evangelista, José Rogério, Fabiano Lima 
 
Um dos processos tecnológicos mais importantes é o endurecimento do aço por têmpera. 
Se o aço é temperado com rapidez suficiente a partir do campo austenítico, não há tempo 
suficiente para ocorrer os processos de difusão controlada da decomposição eutetóide, e o aço se 
transforma em martensita, ou em alguns casos martensíticos com uma pequena percentagem de 
austenita retida. Esta transformação é importante e mais conhecida em conexão com certos tipos 
de aços inoxidáveis, aços temperados e revenidos e as esferas de aços de rolamento. Os recentes 
desenvolvimentos que envolvem a transformação martensítica em aços incluem aços maraging 
(martensita endurecimento por precipitação), aços TRIP (transformação induzida por deformação 
plástica), aços microligados (austenita deformada plasticamente antes de se extinguir) e aços de 
fase dupla (uma mistura de martensita + ferrita obtida por têmpera do campo γ + α). 
Devido à importância tecnológica do aço temperado que dizem principalmente estar 
preocupado com esta transformação, embora rnartensita seja um termo usado em metalurgia física 
para descrever qualquer produto de transformação difusional, ou seja, em qualquer transformação 
em que o início até a conclusão da transformação dos movimentos atômicos individuais sejam 
menos de um espaçamento interatômico. A forma regimentada em que os átomos mudam de 
posição nessa transformação tem levado a que fosse chamado de militar, em contraste com a 
transformação de difusão controlada que são denominados civis. A princípio, todos os metais e 
ligas metálicas podem sofrer transformações difusionais desde que a taxa de aquecimento ou de 
taxa de resfriamento seja rápida o suficiente para impedir a transformação por um mecanismo 
alternativo envolvendo o movimento difusional de átomos. Transformações martensíticas podem, 
portanto, ocorrer em muitos tipos de materiais metálicos e não metálicos, minerais e cristais 
compostos. Em caso da martensita no aço, a velocidade de resfriamento é de tal modo que a 
maioria dos átomos de carbono em solução, no Fe-γ CFC, permanecer em solução na fase α-Fe. 
Martensita de aço é, então, simplesmente uma solução sólida supersaturada de carbono em α-Fe. 
O modo pelo qual ocorre esta transformação, no entanto, é um processo complexo e até hoje o 
mecanismo de transformação, pelo menos em aços, não é bem compreendida. O principal objetivo 
deste capítulo é considerar algumas das características de transformações martensíticas incluindo 
uma breve análise de sua cristalografia e para examinar possíveis teorias de como sua fase se 
nucleia e cresce. Vamos então considerar o processo de têmpera em aços martensíticos e 
finalmente em exemplos de materiais de engenharia baseadas nas transformações martensíticas. 
 
6.1. Características de Transformações Difusionais 
 
Tem havido uma série de comentários excelentes sobre transformações martensíticas, e os 
tratamentos mais completos até à data têm sido dadas por Christian (1965) e Nishiyama (1978). 
A formação de martensita aparece a partir de micrografias para um processo aleatório e da forma 
como é observado, o desenvolvimento é ilustrado esquematicamente na Fig.6.la e b. Como pode 
ser visto a partir da Fig.6.la, a fase martensítica (designada α’) é muitas vezes sob a forma de uma 
lente e vão inicialmente em um diâmetro do grão. A densidade das placas não parece ser uma 
função do tamanho dos grãos de austenita. Por exemplo, observa-se para formar aleatoriamente 
ao longo de uma amostra com uma densidade de placa que parece ser independente do tamanho 
do grão. Quando as placas intersectam a superfície de uma espécie polida eles provocam uma 
deformação elástica, ou a inclinação da superfície como mostrado na Fig.6.2. As observações têm 
mostrado que, pelo menos, macroscopicamente, as regiões transformadas parecem coerente com 
a austenita circundante. Isto significa que o ponto de intersecção das lentes com a superfície da 
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amostra não resultará em qualquer 
descontinuidade. Assim, as linhas sobre uma 
superfície polida são deslocadas, como 
ilustrado na Fig.6.2, mas permanecem 
continuas depois da transformação. Mostrou-
se que uma placa totalmente cultivada 
abrangendo um grão inteiro pode formar-se 
≈ 10 -7 s o que significa que, a interface α’/γ 
atinge quase à velocidade do som no sólido. 
Martensita é, assim, independentemente da 
ativação térmica, embora algumas ligas de Fe-
Ni exibem características de crescimento 
isotérmicas. Esta grande velocidade de 
formação faz a nucleação e o crescimento da 
martensita de um processo difícil de estudar 
experimentalmente. 
Vê-se na fig. 6.la e b que a fração de 
volume da martensita aumenta pela 
transformação sistemática da austenita 
residual entre as placas que já se formaram. 
As primeiras placas se formam na 
temperatura MS (início martensítico). Esta 
temperatura está associada com uma certa 
força de condução para a transformação 
difusional de γ em α’ como mostrado na Fig. 
6.3a e b. Em aços de baixo carbono, MS≈500ºC (Fig. 6.3c), mas o aumento do teor de C diminui 
progressivamente a temperatura MS como mostrado. A temperatura MT (Martensita final) que 
corresponde à temperatura abaixo da qual o resfriamento adicional não aumenta a quantidade de 
martensita. Na prática, o MF pode não corresponder a 100% de martensita, e alguma austenita 
retida pode ser deixada até mesmo abaixo de MF. A retenção de austenita em tais casos, pode ser 
devido às elevadas tensões elásticas entre as últimas placas de martensitas formadas, que tendem 
a suprimir ainda mais o crescimento ou espessamento das placas existentes. Algo em torno de 10-
15% de austenita retida é uma característica comum, especialmente das ligas dos mais elevados 
teores de C, tais como as utilizadas para os aços de esferas de rolamento. Figura6.3d é um 
diagrama TTT utilizado para estimar a velocidade de têmpera necessária para obter uma 
determinada microestrutura. Estes diagramas são representados e utilizados em aplicações 
tecnológicas para qualquer liga especial, e que ilustrou por exemplo, aplicando-se apenas a um 
teor de carbono, como mostrado. 
Por análogo com a Equação 1.17 a força motriz para a nucleação de martensita no M, a 
temperatura deve ser dada por: 
 
onde TO e MS são definidos na Fig. 6.3a. Algumas medidas de calorimetria de ΔH são 
apresentados na Tabela 6.1 para uma série de ligas que exibem transformações martensíticas, 
juntamente com os montantes correspondentes dos superresfriamentos e as mudanças de energia 
livre. Note especialmente nesta tabela as grandes diferenças de ∆𝐺𝛾→𝛼′ entre ligas ordenadas e 
desordenadas, as ligas ordenadas exibindo um pequeno resfriamento relativamente. Vamos agora 
examinar as estruturas atômicas da austenita e martensita do aço com mais detalhes. 
 
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6.1.1. A Solução Sólida do Carbono no Ferro 
 
Em uma estrutura de rede CFC (ou HCP), há duas posições possíveis para acomodar 
átomos intersticiais, como mostrado na Fig.6.4. Estes são: o sítio tetraédrico queestá rodeada por 
quatro átomos e o sítio octaédrico que tem seis vizinhos mais próximos. Os tamanhos dos maiores 
átomos que podem ser acomodados nesses furos com distorção nos átomos de matriz circundantes 
podem ser calculados se presumem-se que os átomos são esferas duramente compactas. Assim, 
calculando dados 
 
em que D é o diâmetro da matriz dos átomos e d4 e d6 é o máximo dos diâmetros intersticiais 
nos dois tipos de local. No caso de ferro-γ, na temperatura ambiente D = 2,52 Å, de modo que os 
átomos intersticiais de diâmetro 0,568 Å ou 1.044 Å possa ser contida em interstícios tetraédricas 
e octaédricas sem distorção na estrutura. No entanto, o diâmetro de um átomo de carbono é de 
1,54 Å. Isto significa que deve ocorrer uma distorção considerável da estrutura austenítica que 
contêm átomos de carbono em solução e que os interstícios octaédricos devam ser o mais 
favorável. 
 
 
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As possíveis posições intersticiais na rede CCC estão apresentados na Fig.6.5a. Vê-se que 
existem três posições octaédricas possíveis (
1
2
 [100] , 
1
2
 [010], 
1
2
 [001]) e seis posições tetraédricas 
possíveis para cada célula unitária. Neste caso, os tamanhos máximos de interstícios, que pode 
ser acomodado sem distorção, as redes são as seguintes: 
 
Uma interessante característica da estrutura CCC é que, embora haja mais espaço "livre" 
do que as compactas de rede, o maior número possíveis de posições intersticiais significa que o 
espaço disponível em por interstícios é menor do que para a estrutura CFC (comparando as 
Equações 6.2a e 6.2b). Apesar do fato de d6 <d4, medições de carbono e nitrogênio em solução de 
amostras de ferro em que esses interstícios de fato preferem ocupar as posições octaédricas na 
estrutura CCC. Isto faz com que a distorção considerável para a estrutura, como ilustrado na CCC 
Figo. 6.5b. Conjectura-se que a rede CCC é mais fraca nas direções (100), devido ao menor 
número ou próximo e vizinhos mais próximos em comparação com a posição intersticial 
tetraédrica (ver, por exemplo, Cottrell, 1963). A estimativa dos diâmetros atômicos de carbono 
puro e nitrogênio são 1,54 e 1,44, respectivamente, embora estes valores estejam muito 
aproximados. Também deve ser lembrado que em um dado aço relativamente (
1
2
 0 0) poucos 
locais estarão ocupados. No entanto, a estrutura martensítica de Fe-C é distorcida para uma 
estrutura como mostrado na estrutura BCT (Fig.6.5c). Essas medições, realizadas por difração de 
raios-X a -100 ºC para evitar a difusão de carbono, mostram que a relação c / a da estrutura BCT 
é dada por: 
 
Como pode-se ver por estes resultados, a distorção da estrutura numa direção (z) provoca 
uma contração nos dois sentidos normais z (x, y). De fato, estas medições sugerem uma certa 
ordem de longo alcance na distribuição dos interstícios de carbono. 
 
6.2. Cristalografia da Martensita 
 
A função das microestruturas mostradas na Fig.6.1 é a óbvia dependência cristalográfica 
de formação de placa de martensita. Dentro de um dado grão, todas as placas crescerão num 
número limitado de orientações. No caso de ligas de ferro, por exemplo, a orientação e mesmo 
variantes placa morfologia escolhido vir a ser dependente de teor de liga, em particular de carbono 
ou de níquel, tal como ilustrado na Tabela 6.2. 
A natureza irracional dos planos de crescimento de alto carbono ou martensitas de elevado 
níquel tem sido objeto de muita discussão na literatura pela seguinte razão: se a martensita é capaz 
de crescer a velocidades próximas da velocidade do som, em seguida, é necessário algum tipo de 
interface de deslocamento altamente móvel. O problema é, então, para explicar a alta mobilidade 
de uma interface se movendo em planos de austenita nem sempre são associados com a 
deslocação. Outro ainda é que o hábito de crescimento ou plano da martensita é observado para 
ser macroscopicamente não distorcida, ou seja, o plano de hábito é um plano que é comum tanto 
na austenita e martensita nos quais todas as direções e separações angulares do plano mantêm-se 
inalterados durante a transformação. Assim isto pode ser fundamentado em conjunto com a Fig. 
6.2. A ausência de deformação plástica sob a forma de uma descontinuidade na superfície indica 
que a forma cisalhada não causa qualquer rotação significativa do plano de hábito. Se o plano de 
hábito tinha sido rotacionado, a deformação plástica seria necessária para manter a coerência entre 
a martensita e a matriz austenita e isso teria resultado em deslocamentos adicionais da superfície, 
ou das linhas que atravessam a placa. A fim de que o plano de hábito é deixado sem distorções, a 
transformação martensítica parece ocorrer por um cisalhamento homogêneo paralelo ao plano do 
hábito (ver Fig. 6.2). Uma vez que a transformação γ→α’ também está associada com 
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aproximadamente 4% de expansão, isto implica que a volta da dilatação em questão deve ter lugar 
normal no plano de hábito, ou seja, normal à lente. No entanto, alguma dilatação homogênea do 
plano de hábito pode ser necessária. 
 
A questão agora é: pode a estrutura martensítica BCT ser gerada pelo simples corte paralelo 
ao plano de hábito, juntamente com uma pequena dilatação normal ao plano? A fim de responder 
a esta questão de forma adequada, devemos considerar a cristalografia da transformação γ→α em 
mais detalhes. 
Afirmou-se que o plano de hábito 
de uma placa de martensita permanece 
sem distorção após a transformação. 
Uma situação análoga é encontrada em 
geminação, como ilustrado na Fig. 6.6a e 
b. É conveniente considerar a geminação 
de reação (111)γ (112)γ representado na 
fig.6.6a em termos de cisalhamento 
homogêneo de uma esfera. Fig. 6.6b. No 
plano de corte K. a rede é não falseada, 
isto é, é invariante. Vamos assumir que a 
primeira alteração macroscópica de 
forma equivalente na formação de uma 
placa de martensita é um corte de 
geminação ocorrendo paralelo ao plano 
de hábito (ou geminando), além de uma 
simples dilatação à tração uniaxial 
perpendicular ao plano hábito. Uma 
estirpe do presente tipo é denominada: 
uma estirpe do plano invariante, porque 
um corte paralelo ao plano de hábito, ou 
uma extensão ou contração 
perpendicular para isto, não pode alterar as posições ou magnitude dos vetores que se encontram 
no plano. Vamos agora tentar responder à questão de saber se a estrutura CFC pode ser deformada 
homogeneamente para gerar a estrutura BCT. 
 
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6.2.1. O Modelo de Bain da Transformação CFC  BCT 
Em 1924, Bain demonstrou como a estrutura BCT poderia ser obtida a partir da estrutura 
de CFC com o mínimo de movimento atómico, e o mínimo de tensões na rede matriz. Para ilustrar 
isso vamos usar a convenção de que x, y, z e x’, y’, z’ representam os eixos originais e finais das 
células unitárias de CFC e CCC como como ilustrado na Fig. 6.7. Como demonstrado por este 
figura, uma célula unitária alongada da estrutura CCC podem ser tiradas com duas células CFC. 
Transformação de uma célula unitária CCC é obtida por: (a) a contratação de 20% da célula na 
direção z e expansão da célula por 12% ao longo do eixo x e y. No caso de aços, os átomos de 
carbono se encaixam no eixo z’ da célula CCC em na posição 
1
2
(1 0 0) fazendo com que a 
estrutura seja alongada nessa direção. Em 1% atômica de aço C, por exemplo, os carbonos 
ocupam uma posição ao longo do eixo z’ para cada 50 células unitáriasde ferro. As posições 
ocupadas por átomos de carbono na estrutura BCT não corresponde exatamente às posições 
octaédricas equivalentes na estrutura matriz CFC, e assume-se que a pequena misturada dos 
átomos de C deve ter lugar durante a transformação. 
 
É um fato interessante que a deformação Bain envolve o mínimo de movimentos atômicos 
na geração de CCC da rede CFC. Examinando a Fig.6.7 mostra-se que a deformação de Bain 
resulta da seguinte correspondência de planos cristalinos e direções: 
 
Observações experimentais de relação de orientação entre a austenita e martensita mostra 
que planos {111}𝛾 são aproximadamente paralelos aos planos {011}𝛼, e que as direções relativas 
podem variar entre <-101> 𝛾II <1-11> 𝛼 (a relação Kurdjumov-Sachs) e <1-10> 𝛾II <101> 𝛼( a 
relação de Nishiynama-Wasserma). Essas duas orientações diferem por ~5º sobre [111] 𝛾. 
 
Usando a transformação esfera  elipsóide aplicada anteriormente para demonstrar o corte 
de geminação (Fig. 6.6) podemos agora testar se a deformação Bain também representa uma 
deformação puro, no qual existe um plano não deformado (invariante). Se uma esfera de raio 
unitário representa a estrutura CFC, em seguida, após a distorção Bain será um elipsóide de 
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revolução com dois eixos (x 'e y ') expandido de 12% e o terceiro eixo (z') contraído em 20%. A 
secção x 'z’ através da esfera antes e depois de distorção é mostrado na Fig. 6.8. Neste plano os 
únicos vetores que não são encurtados ou alongados pela distorção Bain são OA ou O'A '. No 
entanto, a fim de encontrar um plano na estrutura CFC que não é distorcida pela transformação 
requer que o vector OY'(perpendicular ao diagrama) deve também ser não distorcido. Isto 
claramente não é verdade e, portanto, a transformação Bain não cumpre os requisitos de provocar 
uma transformação com um plano não distorcido. 
Por conseguinte, a chave para a teoria cristalográfica de transformações martensíticas é 
postular uma distorção adicional que em termos da Fig. 6.8 reduz a extensão de y ' para zero (na 
verdade, uma ligeira rotação, ө, do plano A0 deve também ser feita como mostrado na figura). 
Esta segunda deformação pode ser na forma de deslizamento ou deslocamento de geminação 
como ilustrado na Fig. 6.9. Aplicando a geminação para analogia com o modelo Bain, podemos 
ver que uma placa de martensita geminada internamente pode formar por ter regiões alternadas 
na austenita submetida a estirpe de Bain ao longo da contração de diferentes eixos de tal modo 
que as distorções líquidas são compensadas. Por também ajustar a largura dos gémeos individuais, 
o plano de hábito da placa pode mesmo ser feita ao adotar qualquer orientação desejada. Estas 
características de placas de martensita geminadas são ilustrados na Fig. 6.10. Nesta figura ᵠ define 
o ângulo entre alguns planos de referência na austenita e o plano de hábito da martensita. Vê-se 
que ᵠ é uma função das larguras individuais I, II (ver, por exemplo Figura. 6.9 c). 
 
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Nesta base, o plano de hábito da placa de martensita pode ser definido como um plano na 
austenita que não passa por nenhuma rede de distorção (macroscópica). Por 'distorção net', 
entende-se que a distorção quando medida ao longo de muitos gêmeos é zero. Haverá, 
naturalmente, ser alí regiões locais de energia de deformação associada com a interface de uma 
𝛼'/ y dos gémeos na borda da placa. No entanto, se a placa é muito fina (poucos espaços atômicos) 
esta estirpe pode ser relativamente pequena. 
Na teoria cristalográfica, presume-se que o deslizamento ou geminação ocorre em sistemas 
adequados <111> {112} 𝛼 correspondentes aos planos equivalentes na austenita <1-10> {110} 
y. Uma vez que o sistema {112} 𝛼 <111> 𝛼, que é geralmente adotado para deslizamento ou 
geminação CCC, as exigências físicas da teoria são satisfeitas. 
 
6.2.2. Comparação da Teoria Cristalográfica com os resultados experimentais 
 
Algumas parcelas de medições experimentais típicas dos planos de hábito em aço 
martensítico são mostradas na Fig. 6.11. Estes resultados indicam que existe um relativamente 
uma ampla dispersão em medidas experimentais para um determinado tipo de aço, e essas adições 
de ligantes podem ter um efeito marcante sobre o plano de hábito. Parece que ao atingir um teor 
crítico de carbono, a martensita no aço muda seu plano de hábito,estas transições sendo 
aproximadamente {111}  {225} {259}y, com aumento do teor de C (não há sobreposição 
dessas transições na prática). Como uma regra geral, os {111} martensiticos estão associados com 
um alto deslocamento ripa morfologia densidade, ou consistem em feixes de agulhas que 
encontram-se nos planos {111}, enquanto a {225}y, e {259} , martensitas tem uma placa maclada 
ou principalmente morfologia de lente. No entanto, qualquer descrição morfológica exata de 
martensita não é possível, uma vez que, depois de espessamento e crescimento as formas das 
martensitas são muitas vezes bastante irregular. A geminação é mais predominante em altos teores 
de carbono ou níquel e é virtualmente completa para martensitas {259}y. No aço inoxidável, o 
plano de hábito é pensado para ser mais perto {11-2}y, que tem sido explicado em termos de 
índices de cisalhamento invariante em {101} {10-1} 𝛼, correspondente a {111} (121)y. 
Micrografias eletrônicas de transmissão de ripa e aço de martensitas macladas são mostradas na 
Fig. 6.12, que também ilustra a "clássico" definição de ripa e morfologias de placa. 
O notável sucesso da teoria cristalográfica é que foi capaz de prever a subestrutura fina (de 
geminação ou deslizamento) de martensita antes que fosse realmente observado no microscópio 
eletrônico. Para um típico (alto teor de carbono) de aço, por exemplo, para alcançar o plano de 
hábito {259}y ,maclas tem espaçamento de apenas 8-10 planos atômicos ,ou ~3 nm. Espessuras 
individuais desta ordem de grandeza são observados em micrografias eletrônicas de martensitas 
dealto carbono. Por outro lado, é geralmente difícil prever exatamente o plano de hábito de uma 
dada liga com base em parâmetros de reticulados conhecidos, dilatações, etc, e para além de 
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alguns casos, a teoria é, principalmente, de interesse qualitativo. A teoria é essencialmente 
fenomenológica, e não deve ser utilizada para interpretar a cinética da transformação. Tentativas 
para combinar os aspectos cristalográfico da transformação com a cinética tem sido feitos, no 
entanto, serão discutidos mais tarde. 
 
6.3. Teorias da Nucleação da Martensita 
 
Uma placa única de martensita no aço cresce em 10-5 a 10-7 s para o seu tamanho máximo, 
em velocidades próximas da velocidade do som. Usando as mudanças de resistividade para 
monitorar o crescimento de placas individuais de martensita em, por exemplo, Ligas de Fe-Ni, 
velocidades de 800-1100m/s foi medida. O evento de nucleação é assim muito importante em 
transformações martensíticas por causa da sua influência na forma final do crescimento-completo 
da placa. Isto implica que a nucleação de martensita influencia a resistência e ternacidade dos 
aços martensiticos, uma vez que para um determinado tamanho de grão, se o numero do núcleo é 
largo, então o tamanho final do grão da martensita será mais fino, portanto, o aço poderá ser mais 
forte. 
 Por causa da grande velocidade de crescimento da martensita, é extremamente difícil 
estudar essa transformação experimentalmente. Um exemplo da resistividade de Bunshah 
medidas experimentalmente é mostrado na fig.6.13, indicando que 𝛼′ dá uma menor resistividade 
do que y’. O pequeno aumento inicial na resistividadeé explicado em termos da tensão inicial da 
austenita por núcleos de martensita. Isso sugere que em torno do núcleo inicial deverá ser coerente 
com a austenita mãe. Esse fator pode ser um ponto inicial importante quando considerar como a 
nucleação ocorre. 
 
6.3.1. Formação de Núcleo Coerente da Martensita 
 
O aumento total na energia livre de Gibbs associado com a formação de inclusões 
completamente coerente da martensita na matriz de austenita pode ser expressado com: 
 
Carlos
Realce
Carlos
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Esta expressão não conta para possíveis energias adicionais que podem estar disponíveis 
devido aos stresses térmicos durando o resfriamento, stresses externamente aplicado e produzindo 
um calor para o crescimento rápido das placas. Como outras nucleações, há um balanço entre 
energia de superfície e elástica em um lado e química no outro. No entanto, nas transformações 
martensiticas, a energia de tensão da componente coerente é muito mais importante do que a 
energia de superfície, uma vez que as tensões cisalhantes ao redor da austenita. Em outra mão, a 
energia interfacial de núcleo completamente coerente é relativamente pequena. Considere a 
nucleação num núcleo elipsoidal com raio a semiespessura c e volume V, como ilustrado na 
fig.6.14. De acordo com observações experimentais, nós assumimos que a nucleação não 
necessariamente ocorre em contornos de grão. Nos também assumimos que a nucleação ocorre 
homogeneamente sem a ajuda de qualquer outro tipo de defeitos de rede. Como mostrado na 
fig.6.14, o núcleo forma por um simples cisalhamento, s, paralelo ao plano do disco, e completa 
coerência é mantida na interface. Nessa base, a equação 6.5 pode ser escrita como: 
 
Onde v é o Poissons ratio da austenita , and µ é o modulo de cisalhamento da austenita. Se 
v=1/3 , a eq6.6 se torna: 
 
Nesta expressão, o termo negativo AG, é a diferença de energia livre no H, temperatura 
entre as fases de austenite e martensite e é definido em Figo. 6.. O meio termo referindo-se a 
energia de deformação, é devido ao cisalhamento componente de apenas tensão e negligencia a 
pequena pressão adicional devido à dilatação que é assumido para ocorrer perpendicular ao disco. 
Como apontado por Christian (1965) ', o caminho da nucleação mais favorável é dada pela 
condição de que o plano de hábito é exatamente um plano invariante da forma de transformação 
(para reduzir a energia coerência), embora isto não é necessariamente realizado na prática. A 
barreira de energia livre mínima de nucleação é agora encontrado diferenciando Equação 6,7 no 
que diz respeito ao a e c, e pela subsequente substituição obtemos: 
 
Esta expressão é, assim, a barreira de nucleação de ser superado pela térmica flutuações de 
átomos se clássica, nucleação homogênea é assumido, isto é visto que a barreira de energia é 
extremamente sensível aos valores escolhidos para y,AG, e s. O tamanho crítico núcleo (C* e A*) 
também é altamente dependente estes parâmetros. Pode ser mostrado que: 
Carlos
Realce
Carlos
Realce
Carlos
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Normalmente AG, = 174 MJ m-i para os aços varia consoante o corte líquido de uma placa 
inteira (por exemplo, tal como medido a partir de marcas de superfície) ou o cisalhamento de uma 
placa totalmente coerente (como medidas de micrografias de treliça) é considerado. Para o 
presente, nós devemos assumir um valor de 0,2, que é o Deformação de corte 'macroscópica' em 
aço. Nós só podemos adivinhar a energia de superfície um núcleo totalmente coerente mas um 
valor de -20 mJ m- 'parece razoável. Uso estes valores dão c/ a * = 1 40, e AG "= 30 eV. que, de 
fato, é muito alta para flutuações térmicas sozinho para superar (a 700 K. kT = 0.06 eV). De Fato, 
há uma abundância de evidências experimentais para mostrar que a nucleção de martensita é de 
fato um processo heterogêneo. Talvez a mais convincente evidência de nucleação heterogênea é 
dada pelas experiências de pequena partícula. Nestas experiências pequenas esferas de cristal 
único de Fe-Ni de um intervalo de tamanho desde submicrónica a uma fracção de um milímetro 
foram arrefecidos a várias temperaturas abaixo da M, e depois estudou metalograficamente. Estas 
experiências mostraram que: 
1. Nem todas as partículas transformado mesmo se resfriados a + 4 K, ou seja, 
aproximadamente 300ºC abaixo do H, do material a granel; isto parece excluir 
totalmente a nucleação homogênea, uma vez que este deve ocorrer sempre numa 
determinada resfriamento. Com efeito, o máximo sub resfriamento por certas ligas 
alcançou tanto quanto 600-700ºC 
 
........................................................................................................................................ 
 
Pela soma dos vários componentes desta expressão é possível calcular a energia total de 
um núcleo de martensita em função do seu diâmetro e espessura (a, c), se está geminada ou não 
(isso afeta s, ver. por exemplo, Fig. 6.9) e do grau de assistência do campo de deformação de um 
deslocamento (ou grupo de deslocamentos). Este resultado é mostrado esquematicamente na Fig. 
6.20a. Foi calculado que um núcleo totalmente coerente pode chegar a um tamanho de cerca de 
20 nm de diâmetro e 2-3 átomos de espessura parcial por esta interação com o campo de 
deformações. No entanto, ele não será capaz de espessar ou até mesmo crescer, ao menos que as 
formas gêmeas ou de deslizamento ocorre para reduzir ainda mais energia de deformação. 
A característica atraente desta teoria é que ele essencialmente combina as características 
cristalográficas do cisalhamento não homogénea e a tensão Bain em termos de energia total tensão 
na nucleação. É, portanto, em linha com a maioria das características conhecidas de martensita, 
incluindo a deformação inicial da estrutura devido ao núcleo coerente (ver Fig. 6.13) e o fato de 
um cisalhamento não homogêneo ser necessário para o crescimento. Mostra ainda que, em 
princípio, a nucleação pode ocorrer na proximidade de qualquer deslocação, o que evidencia a 
correlação estatística entre a densidade de discordâncias na austenita bem-recozido e formação 
de martensita indicado pelas partículas pequenas experiências. 
O M, a temperatura é, portanto, associada com os núcleos mais potentes, talvez, 
dependendo da orientação ou a configuração do deslocamento, ou grupos de deslocamentos em 
relação ao potencial de núcleo de martensita. Os grandes super-resfriamentos abaixo massa M, 
como observado as pequenas experiências de partículas, assim, a probabilidade estatística de que 
deslocamentos idealmente orientados são relativamente poucos e distantes entre si, de modo que 
as forças de condução alta químicas são necessárias na maior parte dos casos. O fenômeno de 
ruptura, em que um processo rápido autocatalítico, ocorre ao longo de um intervalo de 
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temperatura de pequeno, por exemplo Fe-Ni ligas, é explicável nesta base pelas grandes tensões 
elásticas criadas em frente de uma placa de crescimento. Neste caso, o campo de deformação 
elástica da placa age como o termo de interação necessário na Equação 6.10. A questão de saber 
se escorregar ou geminar ocorre no núcleo de tamanho crítico a fim de auxiliar o crescimento do 
núcleo parece ser uma função do teor de liga e M, temperatura e este fator será retomado em mais 
detalhe na seção seguinte em crescimento de Martensita. 
 
 
 
 
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Em resumo, nós não lidamos com todas as teorias de nucleação rnartensítica nesta seção, 
como registrado na literatura, oumesmo com todas as ligas exibindo transformações 
martensíticas. Em vez disso, tentamos ilustrar algumas das dificuldades associadas com a 
explicação que um evento complexo ocorre em tais grandes velocidades a excluir a observação 
experimental. Em geral, a teoria da nucleação martensítica abrangente ainda tem nos evadido, e 
pode mesmo não ser viável. 
 
6.4. Crescimento Martensítico 
 
Uma vez que a barreira de nucleação foi superada, o volume químico em termos de energia 
livre na Equação 6,10 torna-se tão grande que a placa de martensita cresce rapidamente até atingir 
uma barreira tal como uma outra placa, ou um grão de limite. Resultaso das observações, as placas 
muito finas com uma razão a / c muito grande (ver a Fig. 6.14) e, em seguida, depois engrossam. 
Em martensitas de alto carbono isso muitas vezes deixa uma chamada "nervura central" de 
gêmeos finas, e uma região exterior bem menos definida que consiste em arranjos bastante 
regulares. Em martensitas de carbono baixo, a microscopia de transmissão revela uma alta 
densidade de deslocações, por vezes organizados em redes celulares no caso de baixo teor de C, 
mas não gêmeos (ver Fig. 6.12). Em muito alto carbono manensita (259 tipo). apenas gêmeos são 
observados. 
Tendo em conta as elevadas velocidades de crescimento, foi conjecturado que a Interface 
entre austenita e rnartensita deve ser um semicoerente limite, que consiste em um conjunto de 
deslocamentos paralelos ou gêmeos com o Vetor de Burgers comum a ambas as fases, isto é, 
deslocamentos de transformação. O movimento dos deslocamentos traz a estrutura necessária 
transformação de cisalhamento invariável. 
Conforme referido no ponto 3.4.5, o movimento desta interface pode ou não gerar um plano 
de hábito irracional. 
A transição do plano hábito em aços e de ligas de Fe-Ni como uma função deliga conteúdo: 
{111}, ripa , {225}, ripa misto / gêmeos {259}, martensitas geminadas, não é bem compreendida. 
Um fator importante é provavelmente que reduz o aumento da temperatura da Liga M, e que é a 
temperatura de transformação dita o modo de treliça cisalhamento invariante. Qualitativamente, 
a transição de geminação de deslizamento em um cristal em baixas temperaturas é associada com 
o aumento da dificuldade de nucleação de deslocamentos inteiros necessário para o deslizamento. 
Pensa-se que a tensão crítica necessária para a nucleação de uma luxação geminação parcial não 
é tão dependente da temperatura como a Peierls estresse por um deslocamento perfeito. Por outro 
lado, a energia química disponível para a transformação é largamente independente de H, 
temperatura. Isto implica que, como a temperatura M é reduzida, o mecanismo de transformação 
escolhido é governado pelo processo de crescimento com menos energia. O outro fator de 
crescimento que afeta o modo, tal como discutido na seção anterior. É assim que o núcleo se 
forma. Se o núcleo forma pela geração de uma deformação homogênea de Bain, a orientação do 
núcleo na austenita é novamente dependente dele encontrar a menor energia. Isso não pode 
coincidir com um plano de deslize normal na austenita e em altas ligas, sistemas que, 
evidentemente, não coincidem. Por outro lado, o cisalhamento não homogêneo durante o 
crescimento tem de ser ditado pelo modelo normal do deslizamento ou a geminação disponível. 
Isto sugere que, se o plano de hábito da martensita é irracional, pode ter que crescer em passos 
discretos que são desenvolvidos por si mesmos e modos convencionais de deformação. A placa 
resultante seria então, por exemplo, comparada a um pacote cortado-over de cartões (ver, por 
exemplo, Fig. 6.9b). Nós agora, consideramos os dois casos principais de racional (ripa) e 
irracional (placa) de crescimento de martensita em aço com mais detalhes. 
 
 
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6.4.1. Crescimento da Martensita Agulhada 
A morfologia de uma agulha com dimensões a> b> c crescendo num plano {111} (ver Fig. 
6.20b) sugere um mecanismo que envolve o espessamento de Nucleação e deslize d de 
discordâncias de transformação em movimento em bordas discretas por trás da frente em 
crescimento. Este quadro de crescimento é sugerido, por exemplo, no trabalho de Sinclair e 
Mohammad (1978) 'estudando SiTi martensita e Thomas e Rao (1978) ", no caso de aço 
martensítico. 
Parece possível que, devido ao grande desajuste de deslocamentos entre o BCT e CFC pode 
existir a auto-nucleação na interface ripa. O critério que satisfaz o deslocamento da nucleação, 
neste caso, é que a tensão na interface excede a força teórica do material. 
Pode ser mostrado usando a aproximação de Eshelby para uma placa fina elipsoidal, em 
que, a.> c tem a tensão máxima de corte na interface entre o martensita e austenita, devido a uma 
transformação de cisalhamento dada pela expressão: 
 
 
 
 
em que é o módulo de cisalhamento da austenita. Vê-se neste modelo simples que as 
tensões de cisalhamento são sensíveis às formas de partículas, bem como do ângulo de corte. É 
claro, na prática, é muito difícil definir a morfologia de martensita em termos de c/ a, mas isso 
nos dá pelo menos uma ideia qualitativa do que podem estar envolvidos na cinética de crescimento 
da martensita. 
Kelly (1966) calculou a resistência ao cisalhamento teórica para materiais da FCC 0,025
 , à temperatura ambiente, e isso pode ser usado como um mínimo, ou estresse limiar para 
deslocamentos de nucleação. Equação 6.17 é representada em Fig. 6,21 em termos de diferentes 
a:c raios, assumindo s = 0,2, que é típico de agulha granel e placa de martensita. Um intervalo 
aproximado de morfologias representantes da ripa ou placa de martensita é dada na figura. Vê-se 
que o estresse limiar de Kelly por nucleação pode ser excedido no caso agulha de martensita, mas 
parece pouco provável no caso da placa mais fina de martensita. É interessante notar a partir da 
Fig. 6,21, no entanto, esse ciclo de cisalhamento na nucleação na placa de martensita é viável se 
S > 0,32, que é o cisalhamento associado com uma estirpe de Bain puro (Fig. 6.9a). Em outras 
palavras, a perda de coerência do núcleo coerente inicial é energeticamente possível. 
A suposição de nucleação do ciclo de corte, de fato, parece razoável e provavelmente em 
conjunto com o crescimento da agulha. O mesmo mecanismo de deslocamento gerado durante o 
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crescimento pode ainda ser aplicada a bainita onde a morfologia parece ser bastante semelhante 
a ripa de martensita, embora neste caso alguma difusão de carbono também ocorre. Ele é, assim, 
visto que pelo deslocamento da nucleação na interface altamente tensa das ripas, a energia de 
desajuste pode ser reduzida e a ripa é capaz de continuar a crescer na austenita. 
Medições de atrito interno mostraram que na martensita ripada a densidade de carbono é 
um pouco maior do que para as paredes celulares no interior das células, sugerindo que a difusão 
limitada de carbono ocorre durante ou após a transformação. A transformação também poderia 
produzir aquecimento adiabático que pode afetar a difusão do carbono e recuperação do 
deslocamento, pelo menos na maior Temperatura Ms. A este respeito, parece haver uma certa 
relação entre bainita mais baixas e martensita. As temperaturas Ms mais elevadas associada com 
a martensita ripada podem ser suficientes para permitir a subida da deslocação e formação celular 
após a transformação, embora as velocidades de crescimento elevadas sugerem uma interface de 
predominantemente deslocações apertadas. O volume de austenita retida entre ripas é 
relativamente pequeno em ripas de martensita (estas pequenas quantidades de austenita retida são 
agora consideradoscomo sendo importantes para as propriedades mecânicas dos aços de baixo 
teor de carbono "), o que sugere o crescimento para os lados, e que a transformação entre as 
agulhas ocorram sem muita dificuldade. 
 
6.4.2. Placa Martensítica 
 
Em aços de médio e alto teor de carbono ou aços de alta de níquel, a morfologia da 
martensita parece mudar de uma ripa para um produto mais ou menos em forma de placa. Isto é 
associado com temperaturas Ms mais baixas e mais austenita retida, como ilustrado na fig. 6.22. 
No entanto, como mencionado anteriormente, há também uma transição de placas que cresce em 
{225}, planos para {259}, planos com o aumento de teor de liga. O carbono inferior ou níquel 
{225}, muitas vezes consiste em placas martensíticas com um centro maclado “midrib”, as 
regiões exteriores da placa que são livres de gêmeos. Parece que as primeiras formas de nervura 
central geminadas e da região externa (deslocação), estão bem menos definidos do que a nervura 
central e crescem depois. O alto teor de carbono ou de níquel {259} de martensita por outro lado, 
são completamente geminadas e as medidas de plano hábito têm menos dispersão do que o misto 
de estruturas morfologias típicas para a placa martensítica e são geralmente muito mais fino do 
que a ripa de martensita ou bainita. Na base da Fig. 6.21 parece que não é suscetível de ser um 
problema em todos os deslocamentos de nucleação, no caso de placa crescente de martensita, 
quando s = 0,2, mas que os deslocamentos de geminação parciais evidentemente são capazes de 
nuclear. Uma vez nucleadas, a martensita geminada cresce muito rapidamente, mas o mecanismo 
pelo qual isto ocorre não foi esclarecido ainda. É evidente a partir do trabalho em baixa 
temperatura de deformação de metais FCC, que a geminação pode ser um importante mecanismo 
de deformação. No entanto, o problema em transformações de martensita é explicar a extrema 
rapidez das taxas de crescimento na placa como com base em mecanismos de geminação. 
O mecanismo de polo parece inadequado a este respeito, embora os mecanismos baseados 
em processo de deslocamento de reflexão possam ser mais realísticos. Alternativamente, pode ser 
necessário invocar teorias em que ondas elásticas devem nuclear deslocações geminadas como 
uma ajuda para crescimento muito rápido placa. 
A transição de geminação, deslocamentos em 'martensita nervura' é intrigante e poderia ser 
o resultado de uma alteração na taxa de crescimento após as formas da nervura central (Ver, por 
exemplo, Shewmon, 1969). Em outras palavras, a martensita formada em maiores temperaturas 
ou taxas mais lentas cresce por um mecanismo de deslizamento, enquanto a martensita formada 
a temperaturas mais baixas e taxas de crescimento mais elevadas cresce por um modo de junção. 
Com efeito, no caso de aços inoxidáveis ferríticos, o modo normal da deformação plástica é muito 
mais do que uma função da taxa de deformação e temperatura. 
Carlos
Realce
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Um modelo elegante para um deslocamento gerado {225}, a martensita foi postulada por 
Frank (1953). Frank, basicamente, considerou o caminho para a interface da rede de austenita 
FCC com a martensite bcc, tais como reduzir a estrutura desajustando ao mínimo. Ele achou que 
isso podia ser alcançado muito bem com a ajuda de um conjunto de deslocamentos na interface. 
Neste modelo, estão previstos planos fechados-embalados das estruturas da FCC e bbc para 
atender aproximadamente ao longo do plano de hábito de martensita conforme mostrado na Fig. 
6.23a. Desde a (111) e (101), planos encontram edge-on na interface, as direções fechadas-
embaladas são paralelas e encontram-se no plano de interface. A razão para o rotação mostrado 
na fig. 6.23a, é igualar os espaços atômicos dos (111) e (101), planos na interface. No entanto, 
apesar disto, ainda existe um ligeiro desajuste ao longo da [011], [111], direção em que o 
parâmetro de rede da Martensita é de aproximadamente 2% menos do que a austenita. Frank, 
portanto, propôs que a completa união podia ser obtida através da inserção de uma matriz com 
ordem de deslocamentos com um espaçamento de seis planos de átomos na interface que tem o 
efeito de combinar os dois reticulados e assim remover o desajuste nesta direção. Isso também 
traz a requerida estrutura invariante necessária no plano (112) como os avanços de interface. A 
interface resultante está ilustrada na Fig. 6.23b 
Em termos do critério mínimo de tensão de corte (Fig. 6.21) a ampliação e espessamento 
de um {225}, nervura geminada por um deslocamento de interface de Frank poderia ocorrer 
quando a nervura central atingir uma proporção um pouco crítica a / c. 
 
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6.5. Fenômeno Pré-Martensita 
 
6.6. Temperando Ferros Martensíticos