Austenite reversion kinetics and thermal stability during the inter-critical tempering of a 12Cr-6Ni-2Mo-0.02C-0.13Ti

Orientadores: Paulo Roberto Mei, Antonio Ramirez LondonoTese (doutorado) - Universidade Estadual de Campinas, Faculdade de Engenharia MecânicaResumo: Neste trabalho foram estudados os aspectos cinéticos e composicionais referentes ao mecanismo de reversão e estabilização da austenita durante o revenimento intercrítico para um aço inoxidável supermartensítico. Foi utilizada uma metodologia experimental que consistiu em duas frentes de estudo: 1) Uso simultâneo das técnicas de difração de raios-X com luz síncrotron e dilatometria laser para caracterizar a cinética da transformação martensita - austenita durante os ciclos de revenimento intercrítico simples e múltiplos. 2) Caracterização morfológica e composicional das fases decorrentes dos ciclos de revenimento através de espectroscopia de raios-X por dispersão de energia na microscopia eletrônica de transmissão em modo de varredura e tomografia de sonda atómica. Os mecanismos de reversão e estabilização da austenita foram estudados a partir de duas condições microestruturais iniciais diferentes, porém bem conhecidas: 1) Matriz composicionalmente homogênea, austenitizada em 950 °C durante 20 minutos, com microestrutura de 99.7 % martensita nova e 0.3 % de carbo-nitretos de titânio estáveis. 2) Matriz composicionalmente e microestruturalmente não homogênea, revenida em 625 °C durante 2,5 horas para produzir uma microestrutura composta por austenita revertida rica em níquel, martensita nova rica em níquel e martensita revenida pobre em níquel. Para o caso da matriz homogênea, os mecanismos de reversão difusiva e por cisalhamento foram diferenciados através das taxas de aquecimento lento e ultrarrápido. O aquecimento lento permitiu obter as temperaturas de transformação em quase equilíbrio. O aquecimento ultrarrápido permitiu estudar a cinética de reversão isotérmica, isolando-a dos efeitos decorrentes da transformação de fases e difusão durante a etapa de aquecimento. A nucleação da austenita ocorreu principalmente nas interfaces entre ripas martensíticas e precipitados Ti (C, N), com concentrações altas de elementos estabilizadores da fase (níquel, manganês, cobre, etc.). O crescimento da austenita esteve fortemente influenciado pela migração de elementos estabilizadores da fase desde a martensita até a interface em movimento, de acordo com a partição de níquel segundo o equilíbrio local. O aumento da temperatura de reversão aumentou a cinética da transformação, favorecendo a nucleação rápida de austenita e diminuiu a partição de níquel necessária para o crescimento das ripas. Porém, isto afetou a estabilidade térmica da austenita revertida, sendo que a mesma foi completamente instável durante o resfriamento após revenimento acima de 670 °C; parcialmente estável após revenimento entre 625 e 650 °C; e, completamente estável após revenimento abaixo 610 °C. A microestrutura obtida após reversão em 625 °C durante 2,5 horas apresentou o menor valor de dureza devido à extração do carbono da solução sólida e à maximização da fração volumétrica de austenita revertida estável na temperatura ambiente. Depois, os mecanismos de reversão e estabilização da austenita foram estudados para o caso da matriz não homogênea. O mecanismo referente ao incremento da fração volumétrica de austenita estável após ciclos de revenimento múltiplo foi relacionado à formação de uma microestrutura de transição metaestável, imposta pelo primeiro ciclo de revenimento em 625 °C. A reversão e estabilização progressiva preferencial da martensita nova, rica em níquel, resultante das etapas de resfriamento, levou à estabilização de frações volumétricas de austenita acima do equilíbrio termodinâmico para as temperaturas de revenimento subseqüentes abaixo de 625 °C. Por outro lado, quando a temperatura dos ciclos de revenimento subsequentes esteve acima de 625 °C, foi observada a desestabilização da austenita revertida presente após o primeiro ciclo de revenimento. Após revenimento simples, a máxima redução da dureza foi obtida para a condição de 625 °C durante 2,5 horas, que maximizou a fração volumétrica de austenita na temperatura ambiente. Porém, após ciclos de revenimento múltiplo, não foi observada redução de dureza representativa, mesmo após supressão total da martensita nova e maximização da fração volumétrica de austenita revertida estável. Isto foi explicado pelo seqüestro do carbono da solução sólida após o primeiro ciclo de revenimento. A forte segregação de elementos ferritizantes nas interfaces austenita/martensita após revenimento simples resultou na precipitação da fase 'qui' durante os ciclos de revenimento múltiploAbstract: This work presents the study of the kinetic and compositional aspects behind the mechanism of austenite reversion and stabilization during the inter-critical tempering of a supermatensitic stainless steel. The experimental methodology used in this work consisted in: 1) Use of correlative synchrotron x-ray diffraction and laser dilatometry to characterize the martensite - austenite transformation kinetics during simple and multiple inter-critical tempering cycles. 2) X-ray Energy Dispersive Spectroscopy in Transmission Electron Microscopy and Atom Probe Tomography compositional characterization of the morphology and composition of the phases present after tempering. The mechanism of austenite reversion and stabilization was studied for two well-known starting microstructural conditions: 1) Compositionally homogeneous martensitic matrix, austenitized at 950 °C during 20 minutes, resulting in 99,7 % fresh martensite and 0,3 % stable titanium carbo-nitrides. 2) Microstructurally and compositionally non-homogeneous matrix, obtained after inter-critical tempering at 625 °C during 2,5 h, resulting in a microstructure composed by Ni-rich reverted austenite, Ni-rich fresh martensite, Ni-depleted tempered martensite. For the homogeneous matrix case, the diffusive and displacive reversion mechanisms were differenced by the use of slow and ultra-fast heating rates. The slow heating rate allowed to obtain the quasi-equilibrium transformation temperatures. The ultra-fast heating rate allowed the isolation of the isothermal austenite reversion, through the suppression of the possible contributions of phase transformations and diffusion during the heating stage. The austenite nucleation occurred mainly at heterogeneous sites, such as the martensitic lath/lath interfaces and the Ti (C, N) precipitates, having higher concentrations of austenite-stabilizing elements (nickel, manganese, copper, etc). The austenite growth was strongly influenced by the migration of austenite-stabilizing elements from the martensite to the moving interface, according to the local equilibrium partitioning of nickel. By increasing the isothermal reversion temperature, the kinetics of the transformation was accelerated, favoring fast austenite nucleation and decreasing the nickel partitioning necessary to the austenite lath growth. However, this also affected the thermal stability of the reverted austenite, since it was completely unstable upon cooling from the isothermal reversion temperatures above 670 °C; partially stable upon cooling from reversion temperatures between 625 and 650 °C; and completely stable upon cooling from reversion temperatures below 610 °C. The resulting microstructure after tempering at 625 °C during 2,5 hours presented the lowest hardness values due to the carbon extraction from the solid solution and to the maximization of the stable reverted austenite volume fraction at room temperature. Later on, the mechanisms of austenite reversion and stabilization were studied for the non-homogeneous matrix case. The mechanism behind the increment in the stable reverted austenite volume fraction after multiple-step inter-critical tempering was related to the generation of a transition metastable microstructure, imposed by the first inter-critical tempering cycle at 625 °C. The preferential reversion and stabilization of the Ni-rich fresh martensite laths, coming from the cooling stages, resulted in the stabilization of volume fractions of austenite above the thermodynamic equilibrium for the subsequent tempering temperatures below 625 °C. On the other hand, when the subsequent tempering temperature was above 625 °C, destabilization of the reverted austenite, previously obtained after the first tempering cycle, was observed. After single inter-critical tempering, the maximum hardness reduction was observed for the condition at 625 °C during 2,5 h, which also maximized the volume fraction of reverted austenite at room temperature. However, after multiple-step inter-critical tempering, no representative hardness reduction was observed even after completely suppressing the presence of fresh martensite, by maximizing the presence of stable reverted austenite. This was explained by the complete carbon arrest from the solid solution after the first inter-critical tempering cycle. The strong martensite/austenite interface segregation of ferrite-stabilizing elements resulted in the precipitation of 'qui' phase during the subsequent multiple tempering stagesDoutoradoMateriais e Processos de FabricaçãoDoutor em Engenharia Mecânica2014/20844-1FAPES