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“Propriedades mecânicas de um aço de baixo carbono com
estrutura ferrita acicular”
NATALINO DE PAULA OLIVEIRA
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2
PROPRIEDADES MECÂNICAS DE UM AÇO DE BAIXO
CARBONO COM ESTRUTURA FERRITA ACICULAR
Natalino de Paula Oliveira
Dissertação apresentada à Faculdade de
Engenharia de Guaratinguetá da Universidade
Estadual Paulista,para obtenção do título de
Mestre em Engenharia Mecânica.
Orientador: Prof. Dr. Tomaz Manabu Hashimoto
Guaratingüetá
2007
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3
DADOS CURRICULARES
NATALINO DE PAULA OLIVEIRA
NASCIMENTO 30.12.1960 – QUATIS/RJ
FILIAÇÃO Manoel Francisco de Oliveira
Hilda Leonídio de Oliveira
1987/1993 Curso de Graduação em Engenharia Mecânica
Universidade Severino Sombra – USS
Vassouras/RJ
2002/2002 Curso de Especialização – Docência
UBM – Centro Universitário Barra Mansa
4
DEDICATÓRIA
.
Dedico todo o esforço deste trabalho à minha amad
a
esposa Eliana Aparecida da Silva Oliveira, ao me
u
maravilhoso filho, Pedro Paulo da Silva Oliveira, a minh
a
mãe, Tio Pedro, irmão, irmãs e sobrinhas.
OLIVEIRA, N. P.
5
AGRADECIMENTOS
Meus mais sinceros agradecimentos, ao meu orientador Prof. Dr. Tomaz Manabu
Hashimoto que recebeu-me desde o primeiro dia como amigo e aluno, incentivando e
acompanhando durante todos os meses em que durou este mestrado. Sempre
sorridente, com paciência e disposição, para com sua competência, esclarecer minhas
dúvidas e orientar-me neste trabalho.
Ao Prof. Dr. Marcelo dos Santos Pereira pelos seus esclarecimentos quando era
solicitado.
Aos técnicos da Oficina Mecânica e laboratórios de ensaios da UNESP/FEG em
especial ao Wilson Roberto Monteiro e Célio José de Souza pela preparação do
material para testes e orientação nos trabalhos de laboratório.
À UNESP, na sua própria essência de instituição pública, que me acolheu e
colocou à disposição todos os recursos necessários para a realização deste trabalho.
À CSN em especial ao Sidney Roberto Amorim Pereira, Júlio César do Amaral
Souza e Otávio Luiz Manhães, por liberar-me para realização deste trabalho.
Ao Comando Geral de Tecnologia Aeroespacial (CTA), Instituto de Aeronáutica
e Espaço (IEA). Divisão de Materiais (AMR).
6
Fazer ciência dá trabalho mas
compensa.
TV GLOBO
7
OLIVEIRA, N. P. “Propriedades mecânicas de um aço de baixo carbono com
estrutura ferrita acicular. 2007, 105f. Dissertação (Mestrado em Engenharia
Mecânica). Faculdade de Engenharia, Campus de Guaratinguetá, Universidade
Estadual Paulista.
RESUMO
A obtenção de microestrutura constituída de ferrita acicular em aços micro-
ligados é promissora por apresentar boa combinação de propriedades mecânicas,
especialmente pela melhoria da tenacidade, graças a morfologia fina e entrelaçada que
dificulta a propagação de trinca. Embora as propriedades mecânicas sejam adequadas
para aplicações estruturais, o uso desta microestrutura tem sido um tanto limitado. Sob
ponto de vista de mecanismo de nucleação, a causa desta limitação reside na
dificuldade de obtenção de ferrita acicular a partir de aços forjados por apresentarem
baixa densidade de inclusões não metálicas como óxidos, sulfetos e nitretos que
servem como sítios de nucleação intragranular. A proposta deste trabalho é estudar os
efeitos das condições de processamentos como temperatura de austenitização e
temperatura de transformação isotérmica na formação de grandes frações de ferrita
acicular e correlação com as propriedades mecânicas. Os resultados mostraram que é
possível obter estruturas multifásicas com grandes frações de ferrita acicular, com
excelentes combinações de resistência e ductilidade.
PALAVRAS-CHAVE: ferrita acicular, propriedades mecânicas, aço baixo carbono.
8
OLIVEIRA, N. P. Mechanical properties of acicular ferrite structure low carbon
microalloyed steels. 2007. 105f. Dissertação (Mestrado em Engenharia Mecânica) –
Faculdade de Engenharia do Campus de Guaratinguetá, Universidade Estadual
Paulista, Guaratinguetá, 2007.
ABSTRACT
Obtaining acicular ferrite structure of low carbon steels is promising because a
good mechanical properties combination. The toughness improvement is due the
interlaced morphology of the acicular ferrite that promote crack propagation
interruption. Although the mechanical are suitable to structural applications, the use of
this microstrocture has been limited in view of complicated mechanism of acicular
ferrite nucleation. The formation of acicular ferrite in low carbon wrougth steels is
limited in view of low density of nonmetallic inclusions those serve as preferential
sites of intragrunular nucleation. The purpose of this work is a study of processing
conditions effects like austenitizing temperature and isothermal transformation an
acicular ferrite formation. The results shown that it’s possible to obtain multiphase
structures with great fraction of acicular ferrite as well as excellent strength-ductility
combination.
KEYWORD: Low carbon steels, acicular ferrite, machanical properties.
9
LISTAS DE FIGURAS
FIGURA 2.1 Esquema das estruturas formadas pelo ferro --------------------------- 22
FIGURA 2.2 Mudanças de fase do ferro puro ------------------------------------------ 23
FIGURA 2.3 Diagrama de fase Ferro-Carbono ---------------------------------------- 24
FIGURA 2.4 Influência dos elementos de liga na temperatura e composição
eutectóide do diagrama Fe-C ---------------------------------------------
26
FIGURA 2.5 Exemplos de aplicações dos aços-carbono : latas de folha-de-flan-
dres e chapas automobilísticas -------------------------------------------
27
FIGURA 2.6 Aplicação estrutural do aço-carbono ------------------------------------ 28
FIGURA 2.7 Deformação x resistência à tração dos aços multifásicos ------------- 36
FIGURA 2.8 Esquema da microestrutura de um aço bifásico, contendo ferrita e
martensita --------------------------------------------------------------------
37
FIGURA 2.9 Fotomicrografia de um aço bifásico ------------------------------------- 39
FIGURA 2.10 Curvas de tensão-deformação de dois aços ARBL comuns compa-
rados ao aço bifásico -------------------------------------------------------
40
FIGURA 2.11 Representação esquemática do tratamento térmico convencional e
o novo tratamento proposto -----------------------------------------------
44
FIGURA 2.12 Esquema da microestrutura de um aço TRIP, contendo ferrita, mar-
tensita, bainita e austenita retida -----------------------------------------
49
FIGURA 2.13 Diagramas de decomposição isotérmica da austenita de aços
ligados, com separação das curvas-C das transformações perlítica e
bainítica ----------------------------------------------------------------------
51
FIGURA 2.14 a) Fotomicrografia óptica; b) Fotomicrografia de transmissão em
campo claro; c) imagem em campo escuro da austenita retida -------
55
FIGURA 2.15 Emaranhado intenso de discordâncias que se forma na interface
bainita (região clara) austenita (região escura) causada pela defor-
mação induzida pela mudança de forma que acompanha a transfor-
mação bainítica -------------------------------------------------------------
56
FIGURA 2.16 Microestrutura da bainita inferior ---------------------------------------- 58
FIGURA 2.17 Relação de orientação cristalográfica ------------------------------------ 59
FIGURA 2.18 Representação esquemática da formação da bainita superior e
10
inferior -----------------------------------------------------------------------
60
FIGURA 2.19 Curva TTT para um aço tipo 4340 --------------------------------------- 61
FIGURA 2.20 Efeito do tamanho de grão austenítico no desenvolvmento de :
a) ferrita acicular intragranular em granulação grosseira
b) bainita nos contornos de grãos finos ----------------------------------
66
FIGURA 2.21 Fotomicrografia de placas de ferrita acicular em um metal de solda
em aço realizada no microscópio eletrônico de transmissão ---------
66
FIGURA 2.22 Diferença da microestrutura de ferrita Widmantätten, bainita e fer-
rita acicular a) Microestrutura de ferrita Widmantätten
b) Microestrutura de bainita e ferrita acicular --------------------------
67
FIGURA 2.23 Dado experimental no qual a austenita é transformada isotermica-
mente em ferrita acicular, mostrando que a reação pára quando a
concentração de carbono da austenita ultrapassa a curva T’O -------
68
FIGURA 2.24 Tamanho de grão médio austenítico em função da temperatura de
austenitização ---------------------------------------------------------------
69
FIGURA 2.25 Ilustração esquemática de nucleação de bainita ou ferrita acicular
em função do tamanho de grão de austenita, densidade de inclusões
e ferrita alotriomórfica inerte ---------------------------------------------
71
FIGURA 2.26 Mudança na microestrutura na ZTA em função da temperatura
Aço contendo partícula de óxido de titânio b) Aço sem partícula
de óxido de titânio ----------------------------------------------------------
72
FIGURA 2.27
Ilustração esquemática do diagrama da deflexão da trinca em paco-
cote de contorno de alto ângulo de ferrita acicular a) Aço desoxida-
cão convencional ao Al-Ca. b) Aço desoxidado ao Ti ----------------
73
FIGURA 2.28 Fotomicrografia realizada no microscópio eletrônico de varredura
a) Mostrando inclusões de vários tamanhos b) Mostrando nuclea-
ção de ferrita originando da inclusão ------------------------------------
74
FIGURA 2.29 Efeito da inclusão sobre a probabilidade de nucleação da ferrita ---- 75
FIGURA 2.30 Esquema ilustrativo do mecanismo de transição da bainita para
ferrita acicular em função da ferrita alotriomórfica --------------------
76
FIGURA 2.31 Microestrutura característica de ferrita acicular com diferentes
11
tamanhos de grãos ---------------------------------------------------------- 77
FIGURA 3.1 Representação esquemática dos corpos de corpos-de-prova para
ensaios de tração ------------------------------------------------------------
78
FIGURA 3.2 Representação dos ciclos de tratamentos térmicos realizados -------- 79
FIGURA 4.1 Fotomicrografia do aço, após tratamento térmico de normalização.
Ataque químico nital 2% --------------------------------------------------
83
FIGURA 4.2 Fotomicrografia do mesmo aço, após tratamento térmico em tem-
peratura de transformação isotérmica a 480°C, por tempo de 30
segundos. Ataque químico nital 2% -------------------------------------
84
FIGURA 4.3 Fotomicrografia do mesmo aço, após tratamento térmico em tem-
peratura de transformação isotérmica a 480°C, por tempo de 120
segundos. Ataque químico nital 2% -------------------------------------
85
FIGURA 4.4 Fotomicrografia do mesmo aço, após tratamento térmico em tem-
peratura de transformação isotérmica a 480°C, por tempo de 300
segundos. Ataque químico nital 2% -------------------------------------
85
FIGURA 4.5 Fotomicrografia do mesmo aço, após tratamento térmico em tem-
peratura de transformação isotérmica a 480°C, por tempo de 900
segundos. Ataque químico nital 2% -------------------------------------
86
FIGURA 4.6 Fotomicrografia do mesmo aço, após tratamento térmico em tem-
peratura de transformação isotérmica a 480°C, por tempo de 3.600
segundos. Ataque químico nital 2% -------------------------------------
86
FIGURA 4.7 Formação da bainita+martensita, em função do tempo de perma-
nência na temperatura de transformação --------------------------------
88
FIGURA 4.8 Formação da ferrita em função do tempo de permanência na tem-
peratura de transformação isotérmica -----------------------------------
89
FIGURA 4.9 Variação do limite de escoamento (LE) e do resistência tração (RT)
em função do tempo de permanência na temperatura de transforma-
ção isotérmica ---------------------------------------------------------------
91
FIGURA 4.10 Deformação total em função do limite de resistência à tração do
aço nas diversas condições microestruturais ----------------------------
93
12
LISTA DE TABELAS
TABELA 2.1 Termos usados para a morfologia bainítica ----------------------------- 52
TABELA 3.1 Composição química do material utilizado ----------------------------- 78
TABELA 4.1 Quantificação das frações volumétricas da ferrita, bainita +
martensita, austenita retida, por técnica de análise de imagens, após
ataques químicos com nital e metabissulfito de sódio -----------------
87
TABELA 4.2 Propriedades mecânicas do aço conforme recebido -------------------
90
TABELA 4.3 Propriedades mecânicas obtidas no aço após tratamentos térmicos--
91
TABELA 4.4 Aumento percentual das propriedades mecânicas do aço com fer-
rita ferrita acicular em relação ao mesmo aço normalizado
92
TABELA 4.5 Aumento percentual das propriedades mecânicas do aço com fer-
rita acicular em relação ao mesmo aço no estado em que foi
fornecido --------------------------------------------------------------------- 92
13
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
ABNT Associação Brasileira de Normas Técnicas
Ac
1
Inicio do intervalo de transformação ou temperatura eutetóide
Ac
3
Temperatura mínima de austenitização
AISI American Iron and Steel Institute
ARBL Alta Resistência e Baixa Liga
ASTM American Society for Testing and Materials
CCC Cúbico de Corpo Centrado
CCT Continuous Cooling Transformation
CDP Corpo-de-Prova
CTA Comando Geral de Tecnologia Aeroespacial
IAE Instituto de Aeronáutica e Espaço
AMR Divisão de Materiais
DPLA Dual Phase Low Alloy
FEG Faculdade de Engenharia - Campus de Guaratinguetá
HSLA High Strength Low Alloy Steels
LAImat Laboratório de Análise de Imagens de Materiais
Mf Temperatura final da formação da martensita
Mi Temperatura inicial da formação da martensita
Md Temperatura acima de Ms
SAE Society of Automotive Engineers
TRIP Transformation Induced Plasticity
TTT Temperatura-Tempo-Transformação
UNESP Universidade Estadual Paulista
Ms Temperatura de início da formação de martensita
14
LISTA DE SÍMBOLOS
N/m
2
Newton/metro quadrado
Pa
Pascal = N/m
2
MN/m
2
MegaNewton / metro quadrado
MPa
Megapascal = MN/m
2
C Carbono
Cr Cromo
Mo Molibdênio
Ni Niquel
Fe Ferro
Fe-C Ferro-carbono
HRc Dureza Rockwell C
°C graus Celsius
HNO
3
Ácido Nítrico
LE Tensão limite de escoamento
RT Tensão máxima de resistência à tração
t tempo
N Newton
kN KiloNewton
Fe
3
C
Carboneto de Ferro
15
SUMÁRIO
LISTA DE FIGURAS
LISTA DE TABELAS
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS
LISTA DE SÍMBOLOS
1
INTRODUÇÃO ------------------------------------------------
18
1.1 GENERALIDADES -------------------------------------------- 18
1.2 JUSTIFICATIVA E RELEVÂNCIA ------------------------- 19
1.3 OBJETIVO DO TRABALHO -------------------------------- 19
2
REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ------------------------------
20
2.1 GENERALIDADES -------------------------------------------- 20
2.2 AÇOS CARBONO --------------------------------------------- 26
2.2.1
Aplicações -------------------------------------------------------
27
2.3 AÇOS LIGA ----------------------------------------------------- 28
2.4 AÇOS ARBL ---------------------------------------------------- 29
2.5 AÇOS ULTRA-RESISTENTES ------------------------------ 30
2.6 RESISTÊNCIA/TENACIDADE DOS AÇOS ESTRUTU-
RAIS -------------------------------------------------------------- 32
2.7 AÇOS BIFÁSICOS, BAINÍTICOS E MULTIFÁSICOS - 34
2.7.1
Conformabilidade dos aços bifásicos ----------------------
41
2.7.2
Tratamento térmico intercrítico ----------------------------
42
2.8 ESTRUTURAS MULTIFÁSICAS --------------------------- 45
2.9 EFEITO TRIP --------------------------------------------------- 46
2.10 TRANSFORMAÇÃO BAINÍTICA -------------------------- 49
2.10.1
Termologias -----------------------------------------------------
50
16
2.10.2
Bainita granular ------------------------------------------------------
53
2.10.3
Bainita superior -------------------------------------------------------
54
2.10.4
Bainita inferior --------------------------------------------------------
57
2.10.5
Cinética da transformação bainítica ------------------------------
60
2.10.6 Efeitos dos elementos de liga na formação das microestru-
turas dos aços bainíticos ---------------------------------------------
61
2.10.7
Aplicação dos aços bainíticos e multifásicos ---------------------
63
2.11 FERRITA ACICULAR ----------------------------------------------- 65
2.11.1 Efeito da temperatura de austenitização sobre tamanho de
grão ----------------------------------------------------------------------
69
2.11.2 Mecanismo de transição da bainita para ferrita acicular
70
2.11.3
Aplicação dos aços com microestrutura de ferrita acicular --
77
3
MATERIAIS E PROCEDIMENTOS EXPERIEMENTAIS-
78
3.1 CARACTERIZAÇÃO DO MATERIAL RECEBIDO ----------- 78
3.2 CORPO-DE-PROVA -------------------------------------------------- 78
3.3 TRATAMENTOS TÉRMICOS -------------------------------------- 79
3.3.1
Transformações isotérmicas ----------------------------------------
79
3.3.2
Ensaio de tração -------------------------------------------------------
80
3.4 EXAMES METALOGRÁFICOS ----------------------------------- 81
3.4.1
Preparação metalográfica -------------------------------------------
81
3.4.2
Ataques químicos -----------------------------------------------------
81
3.4.3
Quantificação das fases presentes ---------------------------------
82
4
RESULTADOS E DISCUSSÕES ---------------------------------
83
4.1 QUNTIFICAÇÃO DAS FASES - ATAQUES QUÍMICOS ----- 83
4.2 FORMAÇÃO DE CONSTITUINTE EM FUNÇÃO DO TEM-
PO NA TEMPERATURA DE TRANSFORMAÇÃO ------------
88
4.3 PROPRIEDADES MECÂNICAS ----------------------------------- 90
5
CONCLUSÕES -------------------------------------------------------
94
17
6
SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS --------------
95
7
REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ---------------------------
96
18
CAPÍTULO 1 – INTRODUÇÃO
1. 1 GENERALIDADES
Com o fim da Idade Média, a Europa moderna adptou-se em função do
maquinismo, o que causou as primeiras intervenções do capitalismo no esforço para a
produção industrial. Esta evolução foi acompanhada por grandes progressos técnicos,
especialmente no que se refere aos transportes marítimos.
O progresso técnico mais importante na história da indústria siderúrgica foi a
invenção do alto-forno. Contudo, este não foi a criação de um gênio inventivo, tendo-
se desenvolvido gradualmente a partir da forja para fiar o ferro (POUNDS, 1966).
Durante milênios os processos siderúrgicos se difundiram pelo mundo e se
desenvolveram até atingirem o grau tecnológico que hoje eles possuem. Desde a
descoberta de como produzir o ferro, o aço e outros materiais, o ser humano se tornou
dependente deles. Com o passar dos anos e o avanço da ciência, a aplicabilidade
desses produtos resultantes dos processos siderúrgicos se tornou ainda maior.
Atualmente, eles fazem parte da agricultura, estando presentes nas ceifadeiras,
colheitadeiras, semeadores, arados, entre outros. Eles também são encontrados no setor
energético (usinas hidrelétricas, termelétricas e nucleares, nos oleodutos) , no setor de
transporte (caminhões, carros, navios e aviões), na construção civil e dentro de cada
casa, nas embalagens e aparelhos domésticos, entre outros. Com uma lista de
aplicações extremamente grande, os produtos provenientes da siderurgia, se mostraram
indispensáveis para toda a sociedade.
A fronteira entre o ferro e o aço foi definida na revolução industrial, com a
invenção de fornos que permitiam não só corrigir as impurezas do ferro, como
adicionar-lhes propriedades como resistência ao desgaste, ao impacto, à corrosão, etc.
Por causa dessas propriedades e do seu baixo custo o aço passou a representar cerca de
90% de todos os metais consumidos pela civilização industrial. O aço é 100%
reciclável, barato, fácil manutenção e está presente em todo ramo da atividade
humana.
19
1.2 JUSTIFICATIVA E RELEVÂNCIA
Os aços são os materiais metálicos mais importantes na vida moderna devido a
variedade de seu uso. Pode-se considerar um aço ideal, aquele que apresente as
seguintes características em função da aplicação: alta resistência, elevada tenacidade,
boa forjabilidade e usinabilidade, facilidade de tratamentos térmicos, resistência à
fadiga e à corrosão, resistência à nucleação e a propagação de trincas, baixo custo.
Têm sido desenvolvidos aços estruturais para diferentes aplicações na indústria e
representam uma etapa importante na evolução dos aços em geral, pois proporcionam
a confecção de peças e produtos com menor peso e menor custo.
Atualmente as propriedades mecânicas mais importantes dos aços são o módulo
de elasticidade, limite de escoamento e ductilidade. O módulo de elasticidade é uma
propriedade que independe da estrutura, não se alterando com a adição de elementos
de liga, pelo menos em baixos teores (SOUZA, 1989). Daí a importância maior de se
melhorar o limite de escoamento evitando a perda de ductilidade. Várias pesquisas
estão ocorrendo no mundo em busca de novas microestruturas, mais tenazes e
resistentes, em substituição às microestruturas existentes atualmente, perlítica,
martensítica e ferrítica. Uma das microestruturas pesquisadas intensamente é ferrita
acicular. O aço com microestrutura em ferrita acicular tem boa resistência mecânica e
alta tenacidade, devido a sua microestrutura em formato de agulhas ou pena e
desorganizada. A desorganização na microestrutura dificulta a propagação de trincas.
1.3 OBJETIVO DO TRABALHO
O objetivo deste trabalho é obter através de tratamentos térmicos, estrutura de
ferrita acicular, a partir de aço microligado baixo carbono e estudar sua relação com as
propriedades mecânicas.
20
CAPÍTULO 2 - REVISÃO BIBLIOGRÁFICA
2.1 GENERALIDADES
As ligas ferrosas são as mais utilizadas dentre todas as ligas metálicas. O ferro é
um metal de fácil processamento, abundante na crosta terrestre e caracteriza-se por
ligar-se com muitos outros elementos metálicos e não metálicos, o principal dos quais
é o carbono.
A forma polimórfica do ferro é outro fator importante que explica a sua ampla
utilização em todos os setores da engenharia e da indústria. Essa propriedade permite
que as ligas ferrosas sejam submetidas a operações de tratamento térmico que
modificam profundamente as suas propriedades mecânicas e possibilita sua aplicação
sob as mais variadas condições de serviço.
Acrescenta-se a esses fatos, o constante progresso que está ocorrendo no
aperfeiçoamento das técnicas de produção, visando obter ligas ferrosas cada vez mais
limpas e com propriedades mecânicas superiores e melhores resistências a corrosão,
oxidação, desgaste, etc.
A correta aplicação das ligas ferrosas exige um conhecimento adequado das suas
características estruturais e mecânicas e dos fatores que podem afeta-las, desde as
condições de fabricação, os elementos de liga básicos ou especialmente adicionados,
até os efeitos dos tratamentos térmicos a que são geralmente submetidos.
Em princípio, as propriedades das ligas ferrosas dependem dos seguintes fatores:
composição química;
microestrutura;
condições de processamento.
Quanto a composição química, o elemento de liga básico é o carbono que influi
na estrutura do material e, em conseqüência, nas suas propriedades. Os outros
elementos de liga, provenientes das matérias primas, especialmente adicionados em
pequenas ou altas quantidades, modificam também a estrutura, as propriedades
mecânicas e podem ainda conferir características especiais, como propriedades
elétricas e magnéticas, resistências a corrosão, oxidação, desgaste.
21
As condições de fabricação, como fundição, conformação mecânica a frio e a
quente e tratamentos complementares, como tratamentos térmicos e termoquímicos,
também afetam, em maior ou menor grau, a estrutura das ligas ferrosas e, em
conseqüência, suas propriedades.
A base do estudo das ligas ferrosas é, pois, o conhecimento da sua estrutura, a
qual está diretamente relacionada ao estudo do “diagrama de fases” dessas ligas.
O aspecto mais importante de qualquer material de uso em engenharia é sua
estrutura, porque suas propriedades estão intimamente relacionadas com essa
característica.
Os metais são cristalinos quando estão na forma sólida e, embora monocristais
muito grandes podem ser preparados, os objetos metálicos normalmente consistem em
um agregado de numerosos pequenos cristais. Os metais são então policristalinos.
Devido ao pequeno tamanho dos cristais, usualmente utiliza-se um microscópio óptico
com aumento de 100 a 1000 vezes para exames dos aspectos microestruturais
associados aos grãos de um metal. Ocasionalmente pode haver objetos metálicos, tais
como peças fundidas, com cristais de tamanho tal que são observáveis sob uma lupa.
As estruturas deste tipo são chamadas de macroestruturas. Finalmente, há uma
estrutura fundamental dentro dos próprios grãos, o arranjo atômico dos cristais. Essa
forma de estrutura é chamada de estrutura cristalina. Das várias formas de estrutura, a
microestrutura tem sido historicamente a de maior uso e interesse para o metalurgista.
Um cristal é definido como um arranjo ordenado de átomos no espaço. Há muitos
tipos de diferentes estruturas cristalinas (Figura 2.1).
22
Figura 2.1: Esquema das estruturas cristalinas formadas pelo ferro, sendo:
a)Estrutura cúbica corpo centrado CCC, b)Estrutura cúbica face centrado
CFC e c)Estrutura hexagonal compacta HC. (CALLISTER, 2002).
Para entendimento das transformações que ocorrem nos metais, deve-se analisar
o diagrama de transformação do ferro puro. Os aços são ligas essencialmente ferro-
carbono, oferecem exemplos da maioria das reações e microestruturas disponíveis para
o entendimento do processamento dos metais.
Do diagrama do ferro puro tem-se:
na temperatura ambiente até 912ºC a forma estável chamada ferrita, ou ferro α,
tem estrutura CCC.
23
entre a temperatura 912°C e 1394ºC tem-se a austenita, ou ferro γ, com
estrutura CFC.
de 1394ºC à 1538°C o ferro muda novamente de estrutura passando de CFC
para CCC. Neste intervalo de temperatura o ferro é chamado de ferroδ. O aço
neste intervalo é pouco estudado.
De 1538ºC à 2875ºC tem-se a fusão do ferro. Este intervalo de temperatura é
importante para os altofornistas.
A partir de 2875ºC o ferro começa a vaporizar.
Na Figura 2.2 tem-se uma representação esquemática das mudanças de fase para
o ferro puro.
Figura 2.2: Mudanças de fase do ferro puro. (MEI; SILVA, 1981)
Alguns elementos químicos apresentam variedades alotrópicas, isto é, estruturas
cristalinas diferentes que passam de uma para outra em determinadas temperaturas,
chamadas temperaturas de transição. O ferro apresenta três variedades.
Ligado com o carbono, o comportamento das variedades alotrópicas do ferro e a
solubilidade do carbono nele variam de forma característica, dependendo da
temperatura e do teor de carbono. Isto pode ser visto em forma de gráfico, chamado
diagrama de fases ferro-carbono.
24
A adição do carbono altera as temperaturas de transição das variedades
alotrópicas em relação ao ferro puro, dependendo do seu teor (Figura 2.3).
Figura 2.3: Diagrama de fase Ferro-Carbono (MEI; SILVA, 1981)
Considera-se alguns dos microconstituintes importantes, em equilíbrio
apresentados pelos aços (CALLISTER, 2002) :
Ferrita α ; fase constituída de uma solução sólida intersticial de carbono em
ferro, com estrutura cristalina CCC. Nesta fase apenas uma pequena quantidade
de carbono é solúvel. A solubilidade máxima é de 0,022% a 727ºC e diminui
para 0,008% na temperatura ambiente. Esta fase é relativamente macia, pode ser
magnética abaixo de 768ºC e tem densidade 7,88 g/cm
3
.
Austenita γ : constitui-se de uma solução sólida intersticial de carbono em ferro
CFC. Quando ligada somente com carbono não é estável abaixo de 727°C. A
solubilidade máxima de carbono na austenita é de 2,11 % a 1148ºC.
25
Ferrita δ : esta fase é constituída de uma solução sólida de carbono em ferro
com estrutura cristalina CCC. Tem basicamente a mesma estrutura de ferrita α
porém só é encontrada acima de 1400°C. A solubilidade máxima de carbono na
ferrita δ é 0,10 %.
Cementita (Fe
3
-C) : com alta concentração de carbono 6,7%, é uma fase muito
dura, porém frágil.
Perlita : é formada a partir do campo austenítico pelo ponto de 727ºC. Esta
transformação da austenita em perlita ocorre da conforme a equação abaixo:
γ (0,77%C) α (0,022%C) + Fe
3
C (6,7%C).
Este constituinte formado consiste de um agregado laminar de ferrita e cementita.
Normalmente os aços são classificados de acordo com a porcentagem de
carbono, desta forma os aços com menos de 0,76% carbono são denominados
hipoeutóides, e os aços que contém mais de 0,76 carbono hipereutóides.
Outro fator importante a ser considerado é a porcentagem dos elementos de liga
que serão adicionados ao aço. Como os elementos de liga variam o campo austenítico
dos aços, haverá uma variação também da temperatura e composição eutectóide. Um
aço ao carbono composição de 0,8% carbono apresenta temperatura eutectóide de
723ºC, outro com 10% de cromo apresentará uma temperatura eutectóide de 815°C e
0,41% de carbono (Figura 2.4) (MEI; SILVA, 1981).
26
Figura 2.4: Influência dos elementos de liga na temperatura e composição eutectóide
do diagrama Fe-C (MEI; SILVA, 1981).
2.2 AÇOS CARBONO
Aço-carbono é um aço sem adição proposital de outros elementos, contendo
apenas o carbono e os quatros elementos residuais sempre encontrados nos aços e que
permanecem em sua composição durante o processo de fabricação, ou seja, manganês,
silício, fósforo e enxofre. O aço é uma liga em que o ferro entra com a maior
porcentagem em peso. Os aços carbono de uso comum têm de 0,008% a 2,06% em
peso de carbono. O carbono é o elemento de liga mais importante na liga Ferro-
Carbono e determina o tipo de aço obtido. Quanto maior o teor de carbono maior será
a dureza do aço e maiores serão os limites de resistência e de escoamento e mais frágil.
Uma forma de classificação destes aços seria: baixo teor de carbono (0,10% a
27
0,30%C), médio teor de carbono (0,30% a0,85C%) e alto teor de carbono (0,85% a
1,50%). Acima de 1,5% C, os aços não são fabricados usual ou comercialmente, com
algumas exceções (SOUZA, 1989).
Os aços de médio e alto carbono são temperáveis, mas com alta fragilidade, baixa
conformabilidade, baixa soldabilidade e ficam mais frágeis após soldagem. As
limitações dos aços ao carbono, podem ser resumidas em: baixa temperabilidade,
baixa resistência mecânica, baixa resistência ao desgaste em altas temperaturas, baixa
resistência à corrosão, baixa resistência à oxidação e baixa temperatura de
decomposição da martensita.
2.2.1 Aplicações
Os aços baixo carbono possuem, normalmente, baixas resistência, dureza e altas
tenacidade e ductilidade. Além disso, são bastante usináveis e soldáveis e apresentam
baixo custo de produção. Estes aços normalmente não são tratados termicamente.
Entre as suas aplicações típicas estão as chapas automobilísticas, perfis estruturais e
placas utilizadas na fabricação de tubos, construção civil, pontes e latas de folhas-de-
flandres (Figuras 2.5 e 2.6).
Figura 2.5: Exemplos de aplicações dos aços-carbono: latas de folha-de-flandres e
chapas automobilísticas. (
www.infomet.com.br). Acesso em 15 agos.
2005.
28
Figura 2.6: Aplicação estrutural do aço-carbono (www.infomet.com.br). Acesso em 15
agos. 2005.
Os aços médio carbono possuem uma quantidade de carbono suficiente para a
realização de tratamentos térmicos de têmpera e revenimento, muito embora seus
tratamentos térmicos necessitem ser realizados com taxas de resfriamento elevadas e
em seções finas para serem efetivos. Possuem maiores resistência e dureza e menores
tenacidade e ductilidade do que os aços baixo carbono.
2.3 AÇOS LIGA
São aqueles que contém na liga ferro-carbono outros elementos como níquel,
cromo, manganês, molibdênio, tungstênio, vanádio, silício, cobalto, alumínio, titânio,
cobre, nióbio, zircônio, boro, chumbo, etc. Estes elementos estão presentes
intencionalmente, além daqueles que entram na liga decorrente do processo de
fabricação.
A influência destes elementos se dá pela alteração da microestrutura por diversos
fatores inclusive nos tratamentos térmicos ou termomecânicos, de forma mais ampla e
29
variada. O vanádio, cromo e o molibdênio, formando compostos intermetálicos e
soluções sólidas, altera as temperaturas de transformação de fase.
Os principais efeitos dos elementos de liga são: elevação da dureza, elevação da
resistência, melhoria da temperabilidade, aumento da temperatura de transição,
melhoria da trabalhabilidade, aumento da resistência à oxidação, à corrosão, à abrasão,
elevação da tenacidade a baixas temperaturas, usinabilidade e resistência em altas
temperaturas. Alguns elementos como o alumínio e o vanádio, por exemplo, inibem o
crescimento do grão durante a austenitização, elevando a resistência e a tenacidade.
Outros como o molibdênio e o nióbio reduzem a susceptibilidade a fragilização pelo
revenido e, quando necessário, elementos como o cromo, enxofre e o fósforo, reduzem
a ductilidade. Elementos como o cálcio, alumínio e silício desoxidam e dessulfurizam
elevando a trabalhabilidade e possibilitando obtenção de bainita em resfriamento
contínuo. As vantagens dos aços ligas, sobre os aços carbono são a maior
temperabilidade, menor distorção, menor granulação, maior tensão de escoamento e
maior resistência mecânica a baixas e altas temperaturas. As maiores desvantagens são
o maior custo, maior dificuldade de tratamentos térmico em alguns casos, tendência a
formação de austenita retida e possíveis fragilidades.
Os aços liga podem ter suas propriedades mecânicas melhoradas por meio de
tratamentos térmicos sem sofrer o fenômeno de fragilização, que pode ocorrer mais
provavelmente com o carbono. Com aços liga este fenômeno não ocorre devido aos
elementos de liga adicionado na composição química do aço (SOUZA, 1989).
2.4 AÇOS ARBL
Os aços chamados ARBL – São aços baixo carbono ou aço carbono-manganês,
conhecidos como de alta resistência e baixa liga e foram desenvolvidos para uso em
grandes estruturas, não apresentando, entretanto, aumento de peso. Estes aços são
também conhecido pela sigla em inglês HSLA – High Strength Low Alloy.
Estes aços apresentam como principais características uma alta resistência
mecânica em relação aos aços de uso geral, resistência à corrosão atmosférica, ao
choque e à fadiga, além de apresentarem uma maior relação entre limite de
30
escoamento e limite de resistência à tração sem perda apreciável da ductilidade. São de
fácil produção por deformação a frio ou a quente e, posteriormente, ainda podem ser
trabalhados por deformação, dobramento, corte, solda, etc. São utilizados para:
tubulações, vasos de pressão e outros. Os mesmos podem ser aplicados e caminhões,
ônibus, aviões, trem, etc), Os principais tipos de aços ARBL são: aços estruturais
perlíticos, aços ao carbono normalizados ou temperados e revenidos, aços de baixa liga
temperados e revenidos e os aços microligados, este último considerado também da
categoria dos aços ARBL e conhecidos como aços ARBL – microligados.
A necessidade de boa soldabilidade exigiu um aço de baixo teor de carbono e
para não perder a resistência, houve a necessidade de se fazer uma compensação com
o aumento do teor de manganês.
Este nome microligado é devido à presença de teores baixo de certos elementos
de liga como o nióbio, titânio, vanádio e alumínio, adicionados para se obter um bom
controle de microestrutura durante um processamento especial, chamado laminação
controlada. Nestes aços o aumento do limite de escoamento foi conseguido através de
endurecimento por precipitação de carbonetos, especialmente de vanádio, nióbio e
titânio (HONEYCOMBE, 1981).
2.5 AÇOS ULTRA-RESISTENTES
A classe de aços ultra-resistentes foi desenvolvida para aplicação aeroespacial,
mas estendeu-se a outros setores da indústria.
Os aços ultra-resistentes devem ter limite de escoamento superior a 1.400 MPa,
boa tenacidade, elevada resistência à fadiga, boa soldabilidade e relação resistência/
densidade. Um aço tipo AISI 4340 de ultra alta resistência, temperado em óleo e
revenido a 727°C possui resistência à tração em torno de 1.590 MPa e limite de
escoamento de 1.370 MPa (FAIRES, 1966).
Pode-se aumentar a resistência através de: elevação no teor de carbono,
aumentando-se com isto a quantidade de perlita; pela adição de elementos
endurecedores da ferrita, provocando precipitação de carbonetos e nitretos, do refino
31
de grão, através de tratamentos térmicos durante a fabricação, por deformação a frio
(encruamento), ou revenimento a temperaturas baixas e endurecimento secundário.
Aços de baixa e media liga, ultra-resistentes podem atingir valores da ordem de
1.900 MPa quando devidamente temperados e revenidos, como é o caso do aço AISI
4340 temperado e revenido a (200-230) °C, usados em componentes de trem de pouso
de aviões. O inconveniente é a baixa tenacidade, que pode ser parcialmente sanada
com adição de elementos de liga. Um exemplo é o aço AISI 4340, modificado com
adição de Mo, V e Si que atinge resistência da ordem de 2.100 MPa, aplicados em
temperaturas próximas da ambiente. Este fato também ocorre no aço AISI 300M. Este
aço difere do AISI 4340 pelo alto teor de silício, teores de carbono e molibdênio
ligeiramente maiores, além da adição de vanádio. O silício proporciona maior
temperabilidade, aumento de endurecimento por solução sólida e melhor resistência
mecânica a altas temperaturas. Este aço foi desenvolvido como uma evolução do aço
AISI 4340, apresentando uma superioridade no que diz respeito à tenacidade, quando
são necessárias baixas temperaturas de revenido para evitar empenamentos. Este aço
tratado termicamente apresenta limite de escoamento de 1.750 MPa e limite de
resistência a tração de 1.890 MPa (SANTOS, 2001; TOMITA; OKAWA, 1993). As
principais aplicações do aço 300M são: fixadores de alta resistência, carcaças de
motores e motores de mísseis como o VLS – Veiculo Lançador de Satélite (o AISI
4340 foi substituído pelo aço 300M devido aos excelentes resultados obtidos na
determinação dos parâmetros de tratamento térmico e de soldagem realizados para este
aço), trens de pouso, tubos de canhão, parafusos, pinos e componentes estruturais de
aviões, eixos, engrenagens componentes de bombas, vasos de pressão. etc.
Uma classe de aços ultra-resistentes de alta liga que tem boa tenacidade e
soldabilidade, são os aços MARAGING (Martensita + Age Hardening), onde o limite
de escoamento atinge níveis entre 1.030 e 2.420 MPa, oriundo do endurecimento por
envelhecimento de uma matriz martensítica de baixo teor de carbono. Nestes aços o
endurecimento ocorre por uma reação que não envolve carbono, sendo o aumento das
propriedades mecânicas obtido pela precipitação de compostos intermetálicos em
temperatura da ordem de 480 °C (MOURA NETO; ALMEIDA, 1997).
32
2.6 RESISTÊNCIA/TENACIDADE DOS AÇOS ESTRUTURAIS
Falhas catastróficas de estruturas levaram ao reconhecimento da importância da
tenacidade e a necessidade de se levar em consideração também o limite de
escoamento nos critérios de projetos.
A baixa tenacidade em aços de alta resistência tem causado sérios transtornos à
engenharia. Para que se tenha uma idéia do problema pode-se dizer que a fratura frágil
dos aços tem sido observada desde a segunda metade do século XIX, quando o aço
começou a ser amplamente utilizado em estruturas. Não obstante, as rupturas de maior
gravidade verificaram-se mais recentemente, em conseqüência do aumento acentuado
da procura de grandes estruturas integrais de aço, por exemplo, em navios, tubulações,
pontes e reservatórios sob pressão.
Durante a segunda guerra mundial, ocorreram rupturas catastróficas em muitos
navios Liberty, completamente soldados. Foram detectados aproximadamente 1.500
incidentes envolvendo rupturas frágeis de certa gravidade, e dezenove navios partiram-
se em duas partes de forma completa e inesperada. Quando se desencadeia a fratura, a
energia elástica armazenada no aço sob tensão é apenas parcialmente utilizada na
criação das novas superfícies e na deformação plástica associada. A energia restante
corresponde a energia cinética da fissura. Essa energia faz com que a fissura se
propague com uma velocidade que aumenta com a elevação do comprimento da
fissura, atingindo um valor limite, que se situa entre 0,4 e 0,5 da velocidade do som,
fazendo com que a fratura frágil ocorra, portanto, com uma rapidez catastrófica
(HONEYCOMBE, 1981).
Os materiais de alta resistência são selecionados nos projetos de forma a adequar
resistência e peso. Entretanto, é preciso associar a máxima resistência com a melhor
tenacidade. Normalmente quando a resistência aumenta a tenacidade diminui. É
extremamente difícil conseguir que estas duas propriedades sejam altas
simultaneamente com tecnologia do aço (HERTZBERG, 1989).
Um mecanismo usado para aumentar a resistência e a tenacidade dos aços foi
através do refino de grãos. Foram desenvolvidos aços de grão fino através da adição de
alumínio (Al) e nitrogênio (N) no aço para a formação de nitretos. Obteve-se
33
granulação cada vez mais fina, pelo encruamento do grão de austenita por laminação,
que favorecia a nucleação da ferrita no resfriamento. Isto foi conseguido por
deformações severas realizadas em temperaturas altas, mas inferiores à temperatura de
recristalização.
Pode-se ainda melhorar a tenacidade evitando a formação de martensita ou
promovendo maior dissolução de fases intermediárias, que tendem a tornar frágil o
material (HUANG; THOMAS, 1971).
Para que o material seja tenaz, ele deve apresentar tanto resistência como
ductilidade. Freqüentemente alguns materiais dúcteis são mais tenazes do que outros
materiais frágeis. Assim sendo, embora o material frágil possa ter maior limite de
escoamento e maior limite de resistência à tração, ele pode possuir menor tenacidade
do que alguns materiais dúcteis (CALLISTER, 2002).
Tendo em conta a variação do comportamento de ruptura com a temperatura e a
crescente utilização de aços a baixas temperaturas, por exemplo, em tubulações no
Ártico, no armazenamento de gases liquefeitos, etc., é cada vez mais necessário o
desenvolvimento de aços com baixa temperatura de transição dúctil-frágil e elevada
tenacidade à fratura.
Para alcançar este objetivo, o mecanismo mais importante encontrado até agora
é, provavelmente, a diminuição do tamanho de grão, apesar de estarem em jogo muitas
outras variáveis, incluindo os pormenores da produção do aço, a composição e os
processos finais de fábrica utilizados. O desenvolvimento dos aços ARBL, ou aços
microligados com tamanho de grãos inferiores a 10 micrometros, apresentando bons
níveis de resistência e baixas temperaturas de transição, foi um avanço
(HONEYCOMBE, 1981).
Uma alternativa promissora para o equilíbrio entre alta resistência e tenacidade
que vem sendo pesquisado atualmente são os aços multifásicos, bainíticos e com
micorestrutura de ferrita acicular.
34
2.7 AÇOS BIFÁSICOS, BAINÍTICOS E MULTIFÁSICOS
As múltiplas facetas da moderna indústria de manufatura de materiais abrangem
uma larga fatia da economia mundial. Essa demanda tem origem desde a indústria
automobilística, fabricação de motores elétricos até a indústria eletrônica.
A indústria automobilística tem sido a grande força motora na busca de novos
desenvolvimentos com objetivos de redução de peso, segurança e confiabilidade.
Assim, esse setor, mais particularmente o de produção de carros de passeio, representa
um segmento de mercado importante para os países desenvolvidos e em
desenvolvimento. Este é reconhecidamente um indicador do estágio de
industrialização e desenvolvimento tecnológico e da situação econômica do País.
(ARMCO DO BRASIL, 2006)
No caso brasileiro, após um período de estagnação durante a década de 80, a
indústria automobilística e, conseqüentemente, a de autopeças, vêm apresentando um
crescimento de produção bastante significativo.
Este aspecto, associado ao processo de mudanças provocadas pela globalização e
com a presença cada vez mais marcante dos carros importados, inseriu definitivamente
as industrias nacionais e os fabricantes de aço no desenvolvimento de novos produtos,
a fim de fazer frente ao mercado globalizado. Brasil vem desenvolvendo tecnologias
limpas e materiais não-poluentes na produção de componentes de aço. O resultado
disso são produtos mais resistentes, que respeitam o meio ambiente. (ARMCO DO
BRASIL, 2006)
Para se ter uma idéia da importância de tais iniciativas, basta analisar os frutos
obtidos pelo ULSAB (Ultra Light Steel Auto Body), como é conhecido o projeto de
criação de uma carroceria para veículos ultraleve, desenvolvido por um consórcio
internacional, envolvendo usinas siderúrgicas de 18 países, cujos resultados estão
sendo extremamente positivos, tanto em termos ambientais quanto econômicos e,
sobretudo, no desenvolvimento de novos produtos.
O ULSAB possibilitou a redução em 25% do peso da carroceria em relação aos
produtos convencionais, além de ter permitido o aumento de segurança devido ao
35
crescimento do coeficiente de rigidez em torção para 80%, em dobramento para 52% e
em conforto para 58%.
A principal diferença entre os aços convencionais, ultra-resistentes e de última
geração encontra-se em suas microestruturas. Os aços de última geração, por exemplo,
apresenta multifases, com a presença de martensita, bainita e ou austenita retida em
quantidades suficientes para produzir propriedades mecânicas específicas. Quando
comparados com os aços de alta resistência convencionais, os de última geração
exibem uma combinação superior de alta resistência com boa conformabilidade. Essa
combinação provém, primariamente, da alta capacidade de encruamento e do resultado
da razão entre os limites de escoamento inferior e de resistência.
A partir da crise do petróleo, percebe-se que até hoje, nenhum desafio foi tão
grande para indústria automobilística como a redução de peso dos veículos. Para o
século XXI este desafio continua e as montadoras afirmam que poderão reduzir o peso
dos veículos em um terço ou pela metade até 2015 e, mesmo assim, a demanda de aços
aumentará sensivelmente em função da demanda do setor automobilístico.
(INTERNACIONAL IRON AND STEEL INSTITUTE, 1995).
Dentro desse contexto, houve uma inversão na tendência de diminuição dos
tamanhos dos carros, mas manteve-se a procura por materiais ecológicos que
apresentassem elevado desempenho estrutural (resistência mecânica x peso próprio).
Devido à questão ambiental, o uso dos plásticos e de fibras sintéticas vem sofrendo
uma série de restrições, o que abre espaço para a manutenção/recuperação do aço
como principal material utilizado na construção de carrocerias.
O aço constitui mais de 65% do peso de um automóvel, e suas maiores vantagens
são o baixo custo, reciclagem e é, largamente, o material que conta com mais
experiência na indústria automobilística.
Os aços de alta resistência são capazes de reduzir em até 25% o peso dos carros,
sem provocar aumento dos custos de produção e, ainda, melhorar as condições de
segurança do automóvel. (ARMCO DO BRASIL, 2006)
As pesquisas dos aços multifásicos embora tenham começado há décadas atrás, o
grande interesse nestes aços é recente. Com a crise do petróleo, houve uma
preocupação da indústria automobilística em melhorar o rendimento do automóvel, e
36
para isto buscou-se o desenvolvimento de novos materiais. Isto acelerou a utilização
dos aços multifásicos, que são uma nova classe de aços de alta resistência e baixa liga
(ARBL).
Nos aços de alta resistência baixa liga destacam-se os aços bifásicos, os ultra
baixo carbono com interstícios livres (interstitial-free steels – IF) e os aços
multifásicos (PEREIRA, 2004 et al). Dentro do novo conceito de fabricação observa
que o programa ainda utilizará 100% aços de alta resistência e considerados de última
geração, os denominados multifásicos, Aços DP (Dual Phase), Trip (Transformation
Induced Plasticity), CP (Complex phase) e Mart (Martensíticos ). Os níveis de
resistência variam de 340 MPa, para os aços Bake Hardenable (BH), até 1.520 MPa
para o aço martensítico. Na Figura 2.7 é realizada comparação entre aços de baixa
resistência e aços de ultra-resistência (ARMCO DO BRASIL, 2006).
Figura 2.7: Deformação x resistência à tração dos aços multifásicos (Internacional Iron
and Steel Institute, 1995).
www.worldautosteel.org, Acesso em 27 jun
2006.
O aço bifásico surgiu durante os estudos de novos tipos de tratamentos térmicos,
com interesse prático e científico de correlacionar a resposta mecânica de um material
à sua microestrutura. Em 1967, ocorreu a concepção e o desenvolvimento de estruturas
especiais pela combinação de ferrita e martensita, baseada na conceituação de
37
reforçamento por fibras e ou ilhas de martensíticas, como em materiais conjugados
(Figura 2.8). Cairns e Charles (1967).
Figura 2.8: Esquema da microestrutura de um aço bifásico, contendo ferrita e marten-
sita. (Committee on Automotive Application. Internacional Iron and Steel
Institute, 1995).
<http://www.worldautosteel.org>. Acesso em 27 jun
2006.
Apesar de terem sido desenvolvidos em 1967, o grande interesse pelos aços
bifásicos é mais recente. Por volta de 1975, iniciaram-se estudos mais sistemáticos
descrevendo o comportamento de aços bifásicos com respeito à quantidade de
martensita e à alta taxa de encruamento.
O aço bifásico é obtido através de tratamentos térmicos intercríticos, apresentam
a característica marcante de aliar propriedades antagônicas de alta resistência e alta
ductilidade e conformabilidade. Esta característica deu ao aço bifásico uma
flexibilidade de aplicação nas industrias, principalmente nas automotivas. O aço
bifásico tem um grande potencial de utilização em componentes do automóvel, tais
como, aros e discos de rodas, fabricação de polias, componentes de coluna de direção,
38
suporte de molas, armação do assento, pára-lamas, partes externas das portas, partes
dos painéis internos, entre outros. Guimarães e Papaléo (1981).
Além dos componentes mencionados acima, os aços bifásicos de alta resistência
têm sido muito usados em itens de segurança, projeto do assento traseiro necessita de
mudanças substanciais que atendam requisitos tais como, possibilidade da instalação
de um cinto de segurança para o passageiro central, sobre o ombro, de forma a
suportar as solicitações impostas durante o teste de impacto frontal não permitindo que
ocorra a invasão de objetos localizadas no porta-malas. Para este requisito está sendo
analisada a possibilidade de utilização de estrutura tubular de aço bifásico de alta
resistência.
Quando o assunto é aços bifásicos de alta resistência, os aços empregados na
grande maioria dos trabalhos de referência (ERDOGAN, 2003; JIANG; GUAN;
LIAN, 1995; SUN; PUGH, 2000) apresentam em sua composição baixos teores de
carbono. Apesar da escassas, existem pesquisas voltadas para obtenção de aços
bifásicos de alta resistência com médio teor de carbono que podem ser utilizados na
substituição de vários outros componentes, não só na indústria automobilística, mas
também em outros segmentos da indústria. A escassez de informações, aliado ao
grande potencial de utilização, justifica a realização de pesquisas voltadas para
obtenção de aços bifásicos com médio teor de carbono.
Os aços bifásicos são considerados, como aços de alta resistência e baixa liga
(ARBL), em função da similaridade da composição química, são caracterizados por
uma microestrutura formada de duas fases, sendo uma constituída de uma matriz
ferrítica, principal responsável pela ductilidade do material, e outra formada por ilhas
de martensita dispersas na matriz ferrítica (Figura 2.9), até fração volumétrica de
aproximadamente 33%, responsável por sua alta resistência. Da predominância destas
fases advém o termo bifásico. Contudo pequenas quantidades de outras fases ou
microconstituintes (como bainita, austenita retida e perlita) podem estar presentes
(MAGNABOSCO, 2002).
39
Figura 2.9: Fotomicrografia de um aço bifásico. (TROWSDALE; PRITCHARD,
2002).
Em trabalhos recentes têm apresentado estudos com aços denominados aços ba-
fásicos com altas frações volumétricas martensita. Estes aços têm teores de martensita
que varia de 33% a 80% aproximadamente. (BAG; RAY; DWARKADASA, 1999,
2001).
Através de curvas tensão-deformação podem ser comparadas as características
típicas de um aço bifásico com as de alta resistência com as de alta resistência e baixa
liga Figura 2.10.
Nota-se que o aço bifásico atinge níveis de resistência mecânica comparáveis a
de um aço ARBL com tensão de escoamento próxima de 650 MPa, aliado a valores de
alongamento e escoamento semelhamentes aos de um aço ARBL com limite de
escoamento de 350 MPa (SPEICH, G. R, 1990).
40
Figura 2.10: Curvas de tensão-deformação de dois aços ARBL comuns comparados ao
aço bifásico. (SPEICH, 1990).
Como a indústria automobilística é grande consumidora de aços em forma de
chapa. Os aços bifásicos estão inseridos neste grande consumo. Na Figura 2.7, é
mostrado um comparativo de diversos aços utilizados na indústria automobilística.
A resistência à tração e ductilidade dos aços bifásicos não depende somente do
tamanho de grão e das propriedades das fases constituintes, mas também da fração
volumétrica, distribuição, morfologia e teor de carbono da fase martensítica, bem
como da precipitação de carbonetos na ferrita. O pequeno tamanho de grão e alta
fração volumétrica da martensita tende a aumentar a resistência a tração do aço
bifásico. A precipitação de carbonetos pode reduzir a ductilidade dos aços bifásicos se
estiver em alta fração volumétrica de martensita (SUN; PUGH, 2002).
Explorando o conceito, aumento de resistência com a precipitação de carbonetos
na ferrita, foram desenvolvidas as chapas de aços denominadas “chapas de aço
bifásico tipo híbrido”, que consiste basicamente em uma precipitação para reforço da
fase ferrítica depois da produção da microestrutura bifásica (FURUKIMI, 1999).
41
Aspecto interessante desses aços é a incompatibilidade plástica entre os seus
microconstituintes e a influência no processo da deformação plástica. A ferrita suporta
grandes deformações, enquanto as ilhas de martensita apresentam deformações
visíveis após o aço ter atingido o máximo de deformação uniforme. (JARDIM;
LONGO; CHAWLA, 1985).
A estrutura bifásica pode ser obtida através de tratamento térmico ou diretamente
na laminação a quente ou na laminação a frio, logo fazendo recozimento da chapa.
Este tratamento térmico denominado intercrítico, consiste basicamente no resfriamento
do aço a partir da região intercrítica, nesta região o aço esta decomposta em ferrita e
austenita, uma taxa de resfriamento suficientemente alta para transformação da
austenita em martensita. A região intercrítica é delimitada, no diagrama de fases Fe-C,
pela linha que define a temperatura de transformação da austenita em ferrita (A
3
) e
pela linha que define a temperatura da reação eutetóide, onde ocorre a transformação
da austenita em ferrita e cementita (A
1
). O conceito de temperabilidade, envolvendo a
interação entre composição química e a taxa de resfriamento, representa uma
importante consideração no desenvolvimento da microestrutura requerida para estes
aços.
2.7.1 Conformabilidade dos aços bifásicos
O fato dos aços bifásicos serem difíceis de trabalhar pode ser explicado pelos três
estágios que marcam a sua deformação plástica. O primeiro estágio ocorre entre 0,1 e
0,5% de deformação, onde acontece um rápido endurecimento devido à eliminação das
tensões residuais causadas pela incompatibilidade plástica das duas fases, decorrentes
da expansão volumétrica causada durante a transformação da austenita em martensita.
O segundo estágio ocorre entre 0,5 e 4% de deformação, onde a taxa de encruamento
da ferrita é reduzida a medida que esta encontra grãos de martensita que praticamente
não deformam. Neste estágio pode ocorrer a transformação de austenita retida em
martensita induzida por deformação.
O terceiro estágio ocorre a partir de 4% de deformação, onde há a formação de
estruturas celulares de discordâncias, e a deformação da ferrita é governada por
42
fenômenos de recuperação dinâmica. O comportamento contínuo no escoamento dos
aços bifásicos é bastante interessante para a conformação de peças, uma vez que
elimina os efeitos indesejáveis de bandas de Lüders, (SPEICH, 1990).
A ductilidade elevada apresentada por estes aços está associada a alta
plasticidade da ferrita. Isto ocorre, também pois as trincas na martensita e o
desligamento das ilhas de martensita da matriz ferrítica ocorrem com tensões maiores
que as encontradas nas estruturas que contém perlita, (SPEICH, 1990).
2.7.2 Tratamento térmico intercrítico
Os aços com baixo e médio teor de carbono podem ser tratados termicamente
para produzir um aço bifásico de alta resistência com estrutura de ferrita e martensita.
O tratamento intercrítico consiste do recozimento intercrítico (entre A
3
e A
1
), seguido
de um rápido resfriamento, para promover a transformação da austenita em martensita.
A temperatura utilizada no tratamento térmico intercrítico é função da composição
química do aço e situa-se na região de coexistência da ferrita e austenita. O tratamento
térmico intercrítico propicia um processo relativamente simples e barato que pode
trazer excelentes valores de resistência aos aços microligados com baixo teor de
carbono (TAVARES et al., 1999).
No trabalho de Hashimoto (1989) a obtenção de microestrutura bifásica em aços
com baixos teores de carbono foi efetuada através de dois tipos de tratamento térmico
intercrítico.
O primeiro tipo de tratamento consistiu, basicamente, do aquecimento até a
temperatura intercrítica, seguido de têmpera. Neste processo foi obtido uma
microestrutura final constituída de uma fase martensita contínua, isolando as ilhas da
fase ferrita.
O segundo tipo consistiu basicamente do resfriamento a partir de uma
temperatura de austenitização, até uma temperatura intercrítica. Neste processo obtém
uma microestrutura final constituída por ilhas de martensita embutidas em uma matriz
ferrítica.
43
Em processos industriais os aços bifásicos podem ser obtidos por três rotas
distintas. A primeira rota é aplicada em chapas com espessura menor que dois
milímetros que necessitam serem laminadas a frio até uma espessura final desejada.
Neste caso o aço já bobinado foi aquecido “em caixa” a uma temperatura no intervalo
entre A
3
e A
1
e resfriado naturalmente até a temperatura ambiente. Tratou-se de um
processamento descontínuo em que as condições de transmissão de calor atuantes
requerem a adição de elementos de liga ao aço para garantir a temperabilidade. Este
processo de recozimento em caixa não foi amplamente aceito devido a problemas, tais
como condições de recozimento heterogêneas, causados pelo alto teor de Mn. No
recozimento contínuo, a chapa em sua dimensão final é aquecida entre A
3
e A
1
e
resfriada em forno contínuo de forma controlada. Na terceira rota, no processamento
direto, o tratamento térmico intercrítico foi eliminado. O aço é resfriado e bobinado de
forma adequada à formação da microestrutura desejada (GUIMARÃES; PAPALÉO,
1981).
Tavares et al. (1999); Ahn et al.(1999) mostraram que diversas formas de
tratamento térmicos intercrítico estão sendo realizados, com objetivo de correlacionar
os mesmos com as propriedades mecânicas dos aços.
Ahn et al. (1999) realizaram pesquisas com o objetivo de melhorar o
comportamento em fadiga do aço forjado com médio teor carbono SA508 CI.3, através
da modificação do processo de tratamento térmico, para obter mudanças na
microestrutura, sem necessidade de alterações da composição do aço.
A grande diferença na modificação do tratamento térmico foi a introdução do
tratamento térmico intercrítico entre a têmpera e o revenimento mostrado na (Figura
2.11).
44
α + γ
α
γ
α
α + γ
γ
Figura 2.11: Representação esquemática do (a) tratamento térmico convencional e (b)
o novo tratamento térmico proposto no trabalho realizado por Ahn et al
(1999).
45
Ahn et al. (1999) realizaram vários tratamentos térmicos para definir a condição
adequada para o tratamento térmico intercrítico. O tratamento térmico seguiu
conforme descrito abaixo:
1º Processo – austenitização do material à 880ºC por 6 horas, seguido por têmpera.
2º Processo – recozimento intercrítico, com variação na temperatura de 660ºC até
820ºC, variando o tempo de permanência na região intercrítica de 1 a 8 horas.
3º Processo – revenimento com os parâmetros alterados de 660ºC/10horas, para
646ºC/6 horas e 620ºC/6 horas.
4º processo – simulado tratamento térmico de alívio das tensões induzidas pela solda, a
610ºC por 30 horas (ASME 1955).
Para os processos citados acima, as taxas de aquecimento foram (0,3 e 30ºC/min) e as
taxas de resfriamento foram (100 e 200ºC/min).
Diferentes microestruturas podem ser observadas após cada etapa do tratamento
térmico. A microestrutura do aço após a têmpera e o tratamento intercrítico é um
composto de martensita e bainita revenida. Após a realização do revenimento foi
obtida uma estrutura composta de martensita revenida e bainita duplamente revenida.
Comparando estas duas microestruturas, foi verificado que novo processo de
tratamento térmico proporcionou uma estrutura mais fina e homogênea do que o
tratamento convencional.
2.8 ESTRUTURAS MULTIFÁSICAS
Os aços multifásicos apresentam boa conformabilidade, combinação de alta
resistência e ductilidade superior. Com a descoberta do efeito TRIP (Transformation
Induced Plasticity) ou plasticidade induzida por transformação , a sua produção
aumentou muito e, nestes aços, a austenita retida toma uma importância fundamental.
Os aços multifásicos são constituídos de bainita, ferrita, martensita e austenita retida
tendo grande potencial de aplicação na indústria automobilística na fabricação de
barras de reforço para proteção contra choques ou impacto, pára-choques e rodas
(OHMORI; OHTANI; KUNITAKE, 1971).
46
São obtidos após transformação isotérmica, na faixa de temperatura da reação
bainitica. Durante este estágio de transformação, parte da austenita transforma-se em
bainita ao passo que alguma austenita residual fica suficientemente estabilizada para
permitir sua retenção à temperatura ambiente. Esta austenita retida pode ser
transformada em martensita por solicitação mecânica que constitui o fenômeno TRIP.
Portanto, os aços TRIP são aços multifásicos, compostos por quatro fases (ferrita,
bainita, martensita e austenita retida) possuindo uma microestrutura muito fina, o que
dificulta sua observação. Pode-se usar também para obtenção do aço TRIP
temperaturas intercríticas (austenita+ferrita) e isotérmicas bainíticas. (GIRAULT et.al.,
1998; JAQUES et al, 2001).
Aços com microestruturas ferrítico-bainíticas podem melhorar a tenacidade e são
usados hoje em dia com sucesso em tubulações e oleodutos sob baixas temperaturas.
A fase bainítica tem um efeito favorável sobre a flangeabilidade por estiramento,
resistência a fadiga, fratura frágil e tenacidade, quando comparado com os aços
martensíticos. Entretanto, quando introduzida uma pequena quantidade de martensita,
mas com a fração de bainita mais alta, os aços multifásicos têm as melhores
combinações das propriedades mecânicas dos aços laminados a frio.
2.9 EFEITO TRIP
Nos últimos trinta anos tem sido desenvolvido um grupo de aços, em que se tira
partido das propriedades especiais da transformação martensítica que ocorre durante a
deformação plástica. Estes aços, que se designam por aços de plasticidade induzida por
transformação receberam o nome de TRIP (Transformation Induced Plasticity). Estes
aços apresentam uma maior taxa de encruamento e uma maior deformação uniforme,
precedendo a estricção (HONEYCOMBE, 1981). Foi apresentado pela primeira vez na
conferência “Strong Tough Structural Steels” em Scarborough, Inglaterra, em 1967
(DeARDO, 2003).
O fenômeno TRIP foi descoberto pela primeira vez nos aços liga (0,2-0,3) C, 8,8
Cr, (8-20) Ni, (3-4) Mo e 0,2 Si (ZACKAY et al., 1960). Entretanto, grandes adições
de elementos de liga como o Cr, Ni e Mo são muito caras e por isto foram feitos
47
grande esforços de pesquisa para obter o efeito TRIP em aços com composição mais
barata, e também pela utilização de programas de processamentos termomecânicos
otimizados (MANOHAR et al., 2003).
Para aplicações estruturais na indústria automobilística, como por exemplo em
partes de chassi, os aços TRIP com níveis de resistência entre 590MPa e 780MPa vêm
se tornando fortes candidatos em substituição as chapas de aço convencional com
resistência à tração entre 390MPa e 440MPa (MATSUDA et al., 2002).
O efeito de tensões na transformação martensítica é, em geral, o de aumentar a
temperatura Mi. O campo de tensões, associado à deformação plástica (ou elástica)
reforça o campo produzido pela nucleação de uma lamela de martensita, e de certo
modo, a variação e forma subseqüente constituem um modo de deformação plástica
adicional. Pode definir-se uma temperatura Md, superior a Mi, acima da qual a
deformação da fase-matriz não induz a formação da martensita.
No entanto, é possível que a deformação da austenita, acima de Md, diminua o
valor de Mi, contribuindo para a maior estabilidade da austenita, sendo esta
estabilização designada por “estabilização mecânica”. O termo “estabilização” designa
uma redução da quantidade de martensita formada a partir da austenita, em
conseqüência de qualquer processo que interfira com a nucleação e crescimento das
lamelas de martensita. A deformação plástica acima da temperatura Md é um dos
processos possíveis. No entanto, o termo estabilização é normalmente aplicado quando
o resfriamento do aço é interrompido no intervalo (Mi-Mf). Quando se baixa mais a
temperatura, a transformação prossegue, mas origina uma quantidade de martensita
menor do que aquela que ocorreria se não tivesse havido uma interrupção durante o
resfriamento (HONEYCOMBE, 1981).
O grau de estabilização, e a temperatura de interrupção escolhida aumentam com
o tempo até um máximo; por outro lado à medida que essa temperatura se aproxima da
temperatura final de formação da martensita (Mf), aumenta o grau de estabilização.
A explicação destes efeitos complexos está relacionada com o fato de a formação
das lamelas de martensita induzir deformação plástica na matriz vizinha. Esta
deformação acomoda a variação de forma e pode dar origem a uma elevada
concentração de discordâncias na austenita. A interação de algumas destas
48
discordâncias com as discordâncias deslizantes na superfície das lamelas de martensita
faz com que esta superfície deixe de se mover, o que significa que a lamela não pode
continuar a crescer.
Qualquer mecanismo que contribua positivamente para este processo fomenta a
estabilização. Uma interrupção do resfriamento a uma temperatura intermediária entre
Mi e Mf, dá tempo para que ocorra relaxação plástica por movimento de discordâncias
e também para que haja ancoragem das discordâncias interfaciais pelos átomos de
carbono. (HONEYCOMBE, 1981).
Estudos relacionados com aços multifásicos (TRIP), têm muitas vezes
considerada a transformação da bainita apenas como um meio para obtenção de uma
fração maior de austenita retida estabilizada, em uma vasta faixa de condições para
formação da bainita. Enquanto que é bem demonstrado que o efeito TRIP representa
uma melhoria significativa nas propriedades, a natureza, tamanho e distribuição de
outras fases certamente têm influências que devem ser melhor entendidas. Raramente
têm sido reportados estudos relacionando estas variáveis.
Torna-se necessário aperfeiçoar o entendimento e, em particular, determinar os
fatores básicos das características das estruturas bainitícas e das estruturas multifásicas
e avaliar as possibilidades de influências das propriedades intrínsecas dessas
estruturas, através de modificações nos processamentos térmicos e/ou
termomecânicos. (HONEYCOMBE, 1981).
Quando numa estrutura multifásica, é obtida uma fração de austenita retida
relativamente alta, sua transformação por efeito TRIP melhora significativamente a
ductilidade e as características de conformabilidade do material. Estes aços são
chamados aços multifásicos com efeito TRIP, ou simplesmente aços TRIP.
Os aços TRIP multifásicos consistem em um matriz de ferrita contendo grãos de
bainita e austenita dispersos. A austenita é metaestável a temperatura ambiente e é
provável que se transforme em martensita durante uma deformação se estiver abaixo
de Md. É precisamente esta transformação martensítica por deformação induzida que é
responsável pelo excelente equilíbrio de resistência-ductilidade apresentada pelos aços
TRIP. (FURNÉMONT et al, 2002).
49
Figura 2.12: Esquema da microestrutura de um aço TRIP, contendo ferrita, marten-
sita, bainita e austenita retida. (Committee on Automotive Application.
Internacional Iron and Steel Institute, 1995).
<http://www.worldautosteel.org>. Acesso em 27 jun 2006.
2.10 TRANSFORMAÇÃO BAINÍTICA
Bainita é um constituinte dos aços que são formados pela decomposição da
austenita dentro de uma faixa de temperatura entre o campo da formação da
martensita, ferrita e da perlita. Este constituinte consiste de um agregado de ferrita
acicular e carbonetos. Esta morfologia muda progressivamente com a temperatura de
transformação na qual o tamanho das partículas e a acicularidade da estrutura aumenta
conforme diminui a temperatura” (BHADESHIA, 1992; BRAMFITT e SPEER, 1988).
A transformação bainítica ocorre no intervalo de temperatura aproximado de 550 –
250ºC. Ela é também denominada transformação intermediária, entre a perlita e
martensita. (NOVIKOV, 1994).
Nos diagramas TTT dos aços, há um largo intervalo de temperatura,
normalmente entre 250°C e 550°C, no qual não há formação de perlita ou martensita,
conforme Hehemann (1970). A amplitude desta região é dependente da composição
química dos aços. (% de carbono e elementos de liga). Nestas temperaturas formam-se
50
agregados finos de ferrita e cementita, sob a forma de ripas, as quais tem algumas das
características das reações de alta temperatura como a difusão, envolvendo a ferrita, e
simultaneamente algumas das características de transformação da martensita, como o
cisalhamento.
Estas estruturas intermediárias entre os constituintes em equilíbrio do aço e a
martensita, são no seu conjunto, designadas por Bainita, em homenagem a Edgar Bain
que, em colaboração com Davenport (1930), as observou pela primeira vez durante
uma investigação sistemática e pioneira da decomposição isotérmica da austenita
(HONEYCOMBE, 1981).
A transformação bainítica é intrigante devido a sua natureza dupla.A
transformação bainítica revela propriedades que são típicas de uma transformação de
nucleação e crescimento, ao mesmo tempo apresenta um igual número de
características que poderíamos classificá-la como reação martensítica.
Um dos fatores que mais tem complicado o estudo das estruturas bainíticas é sua
grande variedade e complexidade, existindo diversos tipos diferentes de bainita,
podendo sua morfologia variar de forma com o aumento da porcentagem de carbono.
O tema bainita é motivo de muita pesquisa em todo o mundo, e muitas controvérsias
continuam após setenta anos de sua descoberta.
2.10.1 Terminologias
Segundo Edgar Bain em colaboração com Davenport (1930) a bainita pode ser
formada por transformação isotérmica. É classificada em dois tipos: superior e
inferior. Na bainita superior a distribuição de carbonetos ocorre entre as ripas de ferrita
e na bainita inferior a distribuição de carbonetos ocorre em parte no interior das ripas
de ferrita e em parte entre as ripas de ferrita. Estes carbonetos normalmente são
cementita. A diferença entre superior e inferior se estabelece também através da
temperatura de transformação. O limite convencionado é 350°C (NOVIKOV, 1994).
Sendo, entre 550°C e 350°C bainita superior e entre 350°C e 250°C bainita inferior.
Estas faixas de temperaturas podem variar em função da composição química do aço
(BRAMFITT; SPEER, 1988; AZUMA et al, 2003).
51
Na Figura 2.13 demonstra-se a decomposição isotérmica da austenita de aços
microligados com separação das curvas-C das transformações perlítica e bainítica.
Curvas do aço a, composição química 0,43C1,22Cr0,82Mn0,112V.
1-Início da formação da ferrita;
2-início da formação perlita;
3-final da transformação perlítica;
4-início da formação bainita;
5-final da transformação bainítica.
Curvas do aço b, composição química 0,43C3,52Cr.
1-Início da formação da perlita,
2-final da transformação perlítica,
3-início da formação da bainita,
4-final da transformação bainítica.
Figura 2.13: Diagramas de decomposição isotérmica da austenita de aços
ligados,com separação das curvas-C das transformações perlítica e
bainítica. (NOVIKOV, 1994)
A bainita que se forma durante o resfriamento contínuo, freqüentemente, é
chamada de bainita granular. Esta terminologia é largamente utilizada na indústria.
Na mesma faixa de temperaturas das bainitas, aparece outra microestrutura
denominada ferrita acicular, que consiste de uma série de placas que nucleiam de
forma heterogênea a partir de inclusões não metálicas, crescendo em diferentes
direções dando lugar a uma microestrutura desorganizada e caótica. As estruturas da
52
ferrita acicular e da bainita são diferentes. Enquanto a bainita cresce com uma série de
placas paralelas em orientações cristalográficas idênticas, nucleando nos contornos de
grão da austenita, as placas de ferrita acicular nucleiam no interior dos grãos, de forma
radial com centro nas inclusões não metálicas.
Kennon (1980), catalogou trinta diferentes termos usados para descrever a
microestrutura bainítica:
Tabela 2.1 - Termos usados para a morfologia bainítica (KENNON, 1980)
Termos
Bainita superior Bainita massiva Bainita aparente
Bainita inferior Bainita acicular Bainita como formada
Bainita de alta temperatura Bainita baixo carbono Bainita revenida
Bainita de baixa
temperatura
Bainita médio
carbono
Bainita superior revenida
Bainita em bloco de coluna Bainita alto carbono Bainita inferior revenida
Bainita em bloco Bainita baixo C ou
liga
Bainita livre de
carbonetos
Bainita colunar Bainita I Bainita incompleta
Bainita granular Bainita II Bainita clara
Ilha de bainita Bainita III Bainita no contorno de
grão
Bainita lenticular Bainita comum Bainita inversa
Um dos fatores que mais tem complicado o estudo das estruturas bainíticas é sua
grande variedade e complexidade, existindo diversos tipos diferentes de bainita, sua
morfologia pode variar de forma importante com o aumento da porcentagem de
carbono. O tema bainita é motivo de muita pesquisa em todo o mundo, e muitas
controvérsias continuam após setenta anos de sua descoberta.No trabalho
simplesmente chamaremos de bainita.
53
Nos aços bainíticos os grãos originais de austenita transformam-se em estruturas
de ripas, cuja espessura varia geralmente entre 0,2 e 2 micrometros. As ripas formam
feixes ou cachos; as fronteiras entre as ripas de um mesmo feixe são de pequeno
ângulo, mas feixes adjacentes, têm uma rotação relativa de ângulo elevado. A
espessura dos feixes é a característica fundamental da microestrutura que controla a
propagação de fissuras de clivagem nestas estruturas (BHADESHIA, 1992).
A morfologia da bainita consiste de ripas finas de ferrita, curtas ou mais longas,
em função do tratamento, semelhante a da ferrita de Windmanstätten, isentas ou não
de precipitação interna.
Podem ocorrer placas finas de ferrita ao invés de ripas e partículas estreitas de
cementita, na forma de bastões ou lâminas muito finas no interior destas placas,
assemelhando-se a finas agulhas. Dependendo do tipo de bainita, pode apresentar
filmes de martensita de alto teor de carbono, por transformação da austenita retida no
resfriamento. (NOVIKOV, 1994)
As transformações perlíticas e bainíticas são na realidade, concorrentes entre si.
Quando uma fração de uma liga tenha se transformada em perlita ou bainita, para obter
perlita ou bainita é necessário reaquecer a liga para formar austenita e executar
tratamento térmico adequado para obtenção do microconstituinte desejado.
(CALLISTER, 2002; BHADESHIA, 1992; BRAMFITT e SPEER, 1988).
2.10.2 Bainita granular
Bainita Granular é um termo freqüentemente empregado para descrever a bainita
que se forma na transformação durante o resfriamento contínuo e apresenta um aspecto
granular (HABRAKEN; ECONOMOPOULOS, 1967). Esta terminologia é largamente
usada na indústria, área que a maioria dos aços não são tratados isotermicamente. Um
bom exemplo é a indústria para geração de energia, a qual emprega grandes
componentes de aço Cr-Mo que normalmente são resfriados do campo austenítico para
induzir a formação de microestrutura bainítica.
A bainita granular não é facilmente distinguível da bainita convencional quando
examinada no microscópio eletrônico de transmissão, uma vez que os mecanismos de
54
formação delas não são diferentes. No entanto, como a microestrutura se forma
gradualmente durante o resfriamento, os feixes de bainita podem ser maiores. No
microscópio óptico a microestrutura tem a aparência de blocos de bainita e austenita,
assim é apropriado empregar o adjetivo "granular".
Uma característica, apesar de não ser a única, da bainita granular é a ausência de
carbonetos na microestrutura. O carbono que é parcionado da ferrita bainítica
estabiliza a austenita residual, assim, a microestrutura final contém austenita retida e
martensita com alto teor de carbono em adição a ferrita bainítica.
(HABRAKEN; ECONOMOPOLUS, 1967).
2.10.3 Bainita superior
Quando a bainita se forma a partir da decomposição a altas temperaturas
(superior a 350ºC) da austenita recebe o nome de bainita superior.
A microestrutura da bainita superior consiste de ripas finas de ferrita, cada uma
com espessura da ordem de 0,2 micrômetro e comprimento de 10 micrômetros. As das
ripas crescem de forma agrupada formando feixes. Em cada um dos feixes as ripas são
paralelas e possuem orientação cristalográfica idêntica, elas possuem cristalografia
definida. As ripas individuais dos feixes são denominadas sub-unidades da bainita.
Normalmente, elas são separadas por contornos com pequena misoorientação ou por
partículas de cementita. A Figura 2.14 mostra a microestrutura da bainita superior.
Esta é uma micrografia de um aço rico em silício, em que suprimiu-se a precipitação
da cementita. Ao invés de cementita, tem-se filmes de austenita entre as ripas de
ferrita.
55
Figura 2.14: a) Fotomicrografia óptica; b) Fotomicrografia de transmissão em campo
claro; c) imagem em campo escuro da austenita retida; d) montagem do
feixe de bainita visto por microscopia eletrônica de transmissão (os
feixes possuem a mesma aparência da ripa escura observada na
microscopia óptica). Bhadeshia (2001).
A formação da bainita superior envolve estágios distintos, iniciando com a
nucleação das ripas de ferrita nos contornos de grão da austenita. O crescimento das
ripas é acompanhado por mudança de forma da região transformada, a mudança pode
ser descrita como um plano invariante de deformação com uma grande componente de
cisalhamento, virtualmente idêntica a observada durante a transformação martensítica.
A bainita cresce a temperatura relativamente alta quando comparada com a
martensita. A alta tensão associada com a mudança de forma não pode ser suportada
pela austenita e a resistência desta diminui com o aumento da temperatura. As tensões
induzidas pela deformação são relaxadas pela deformação plástica da austenita
adjacente. Na região há aumento na densidade de discordâncias causada pela
deformação plástica da austenita devido ao movimento da interface induzido pela
56
transformação (Figura 2.15). Esta deformação plástica localizada impede o
crescimento das ripas de ferrita, deste modo, cada sub-unidade atinge um tamanho
limite, o qual é muito menor que o tamanho de grão da austenita.
Figura 2.15: Emaranhado intenso de discordâncias que se forma na interface bainita
(região clara) austenita (região escura) causada pela deformação induzida
pela mudança de forma que acompanha a transformação bainítica.
(BHADESHIA, 2001).
Anteriormente, foi enfatizado que a bainita superior forma-se em dois estágios
distintos, o primeiro envolve a formação da ferrita bainítica, na qual o carbono possui
pequena solubilidade (<0.02% em peso). No entanto, o crescimento da ferrita
enriquece a austenita de carbono. Em conseqüência, da austenita residual ocorre a
precipitação de cementita entre as sub-unidades. A quantidade de cementita
precipitada depende da concentração de carbono da liga. Alta concentração induz a
formação de microestrutura de ripas de ferrita separadas continuamente por camadas
de cementita. Quando o teor de carbono é baixo a quantidade de cementita que se
forma é pequena. Certa quantidade de elementos de liga, como por exemplo silício ou
57
alumínio, que retardam a formação da cementita, é adicionada ao aço, é possível
suprimir a formação da cementita. A microestrutura da bainita superior será formada
de ferrita bainítica e austenita retida enriquecida de carbono. A microestrutura pode
conter também martensita se ocorrer a decomposição da austenita residual durante o
resfriamento à temperatura ambiente.
2.10.4 Bainita Inferior
A decomposição da austenita a temperatura mais baixa (inferior a 350ºC) dá
origem a bainita inferior. A bainita inferior possui microestrutura e características
cristalográficas similares as apresentadas pela bainita superior. A maior diferença está
na precipitação da cementita no interior das ripas de ferrita. Existem dois tipos de
precipitados de cementita o que cresce a partir da austenita enriquecida em carbono e
que separa as plaquetas de ferrita bainítica, e uma segunda cementita que precipita a
partir da ferrita saturada. Esta última apresenta relação de orientação de revenido
encontrada quando ocorre a precipitação de carbonetos durante o tratamento térmico
da martensita.
A Figura 2.16 mostra diversos tipos de partículas de carboneto no interior da
ferrita bainítica. A bainita inferior por outro lado consiste de plaquetas finas
organizadas na forma de feixes, com cada plaqueta parcialmente separada por
carbonetos ou por um filme de austenita retida com alto teor de carbono
(BHADESHIA, 2001).
58
Figura 2.16: Microestrutura da bainita inferior (BHADESHIA, 2001).
Não é necessário que os carbonetos da ferrita sejam cementita. Dependendo da
composição química e da temperatura de transformação, outros tipos de carbonetos de
transição podem ser formados primeiro. Por exemplo, em aços com alto de carbono
contendo mais que 1% de silício (este retarda a formação da cementita), pode-se
observar a precipitação de carbonetos epson na ferrita bainítica.
É observado através do microscópio eletrônico de transmissão na Figura 2.17 que
a bainita inferior apresenta uma variante de partícula de carboneto em cada ripa. Uma
única variante tende a ocorrer quando a energia de ativação para a precipitação da
cementita é pequena, como por exemplo em aço baixo carbono ou a alta temperatura
em que o carbono pode sair rapidamente da ferrita saturada. (BHADESHIA, 2001).
59
Figura 2.17: Relação de orientação cristalográfica (BHADESHIA, 2001).
Outra explicação possível é que a precipitação dos carbonetos é influenciada pela
tensão criada pelo crescimento da bainita inferior. O efeito pode ser reduzido durante o
revenido da martensita porque a energia de ativação para a precipitação dos carbonetos
é grande.
Os carbonetos na bainita inferior são extremamente finos, com espessura de
ordem nanométrica e cerca de 500 nm de comprimento. Uma vez que eles precipitam
no interior da ferrita, uma pequena quantidade é dividida com a austenita residual. Isto
significa que um número pequeno de carbonetos finos precipitam entre as ripas de
ferrita, quando comparado com a bainita superior.
Uma conseqüência importante é que a bainita inferior usualmente apresenta
maior tenacidade que a bainita superior, apesar de possuir maior resistência mecânica.
Os carbonetos grosseiros de cementita na bainita superior possuem tendência em
serem pontos de nucleação de microcavidades e de trincas de clivagem.
Na Figura 2.18 está representado o esquema da formação da bainita superior e
inferior e suas principais diferenças.
60
Figura 2.18: Representação esquemática da formação da bainita superior e inferior.
(BHADESHIA, 1999).
2.10.5 Cinética da transformação bainítica
Nos aços-carbono é por vezes difícil separar a reação bainita, das reações
ferrítica e perlítica, já que estas fases podem-se formar em condições próximas das que
conduzem a bainita. Assim a curva TTT de um aço com 0,8 % C é uma curva
continua, embora ocorram ambas as reações, de formação da perlita e da bainita, na
verdade é difícil separar suficientemente as duas reações de modo a estudar as
respectivas cinéticas. A adição de certos elementos de liga permite a separação das
reações, aparecendo, então, duas curvas distintas no diagrama TTT, o qual perde a
forma habitual em C.
Na Figura 2.19, está mostrando diagrama TTT mais complexo de um aço tipo
4340. Verifica-se a separação nítida das reações perlítica e bainita e a interrelação
entre a transformação bainítica e a temperatura M
S.
61
Figura 2.19: Curva TTT para um aço tipo 4340 (CALLISTER, 2002)
2.10.6 Efeitos dos elementos de liga na formação das microes-truturas
dos aços bainíticos.
Os elementos de liga influenciam de maneira significativa tanto a microestrutura
quanto as propriedades mecânicas dos aços, mas estas melhorias têm de superar os
aumentos de custos que introduzem estes elementos de liga.
O carbono é o elemento de liga mais importante na composição química de um
aço e, embora seja o mais barato, tem efeito negativo na sua soldabilidade. O
molibdênio e o cromo são elementos de liga mais caros. O manganês e o silício,
também mais baratos, são considerados elementos atraentes para aplicação nos aços,
devido as suas ótimas qualidades desoxidantes, eleva a resistência da ferrita sem perda
de ductilidade além do manganês em teores maiores estabilizar a austenita. Os aços
para fins estruturais de melhor qualidade contêm níquel, cromo e molibdênio (teor
62
total em peso ≤ 6%), e podem conter pequenos teores de boro e vanádio. O aço AISI
4340 é um aço estrutural Cr-Ni-Mo com médio teor de carbono.
O carbono tem grande efeito na faixa de temperatura em que ocorre a
formação da bainita. A temperatura de formação é reduzida por alguns elementos de
liga, mas o carbono exerce o maior efeito sobre a temperatura, na formula abaixo
demonstra este efeito.
B
S
(°C) = 830-270(%C)-90(%Mn)-37(%Ni)-70(%Cr)-83(%Mo)
O carbono tem maior solubilidade na austenita do que na ferrita e tem um grande
potencial para estabilizar a austenita, o que leva ao atraso da velocidade da reação. Foi
constatado também que o aumento do teor de carbono torna mais fácil a formação da
bainita inferior, porque torna mais difícil para as ripas de ferrita bainítica
supersaturadas sofrerem difusão do carbono antes da precipitação da cementita.
A adição de outros elementos de liga, normalmente, retarda a reação ferrítica e
perlítica, e a reação bainítica é deslocada para temperaturas menores. Esses efeitos
causam uma grande separação na região da reação, e a curva TTT, para um grande
número de aços, apresenta as curvas “C” para a reação bainítica e perlítica claramente
separadas. No entanto, é difícil obter a microestrutura completamente bainítica, devido
à proximidade das reações martensítica e bainítica.
Uma separação efetiva da região da reação bainítica em aços baixo carbono pode ser
obtida pela adição de boro e molibdênio.
O molibdênio (Mo) induz a reação bainítica pela separação das curvas de
transformação, eleva e controla a temperabilidade, reduz susceptibilidade à
fragilização pelo revenido e possibilita a obtenção da bainita em resfriamento
contínuo.
O boro (B) retarda marcadamente a reação ferrítica sem afetar o início da
transformação martensítica. Isto permite que a reação bainítica ocorra em tempos
menores. Ao mesmo tempo, a curva bainítica é fortemente afetada pela adição de boro
e, em conseqüência, não ocorre formação da martensita. Deste modo, para uma grande
faixa de velocidade de resfriamento é possível obter aços completamente bainíticos
(BHADESHIA, 1992).
63
O boro (B) quando juntamente com outros elementos de liga, melhora a
temperabilidade do aço, deslocando a curva TTT para a direita (TAMEHIRO et al,
1987).
Os aços ao boro (B) aliam alta resistência com aumento de temperabilidade, sem
perda da ductilidade, principalmente nos aços baixo carbono, por isso são largamente
empregados em aços temperados e revenidos.
Para os aços baixa liga e baixo carbono costuma-se adicionar pequenos teores de
boro para evitar a formação da ferrita alotriomórfica e aumentar a capacidade de
endurecimento da bainita. A ferrita alotriomórfica é a ferrita transformada ao longo
dos contornos de grão da austenita por mecanismo de difusão e é diferente da ferrita
bainítica que abrange a ferrita de Widmanstätten, a bainita convencional e a ferrita
acicular. Com o aumento da taxa de resfriamento, a quantidade de ferrita
alotriomórfica diminui enquanto a ferrita bainítica aumenta.
A morfologia da bainita também varia, porque a transformação ocorre a uma
temperatura mais baixa, conforme o resfriamento torna-se mais rápido (CHO et al,
2003). Costuma-se empregar em combinação com o boro, elementos refinadores de
grão que melhoram as propriedades mecânicas dos aços, sendo os mais comuns o
nióbio, titânio, vanádio e também o alumínio. O refino do grão melhora em geral as
propriedades mecânicas dos aços (HONEYCOMBE, 1981). A adição de cromo em
pequenos teores eleva a temperabilidade, eleva substancialmente a resistência à
oxidação, à corrosão, à abrasão (com alto C) e a resistência mecânica em altas
temperaturas. A adição de níquel eleva a temperabilidade, eleva a tenacidade a baixas
temperaturas e a resistência da ferrita. Em altos teores confere resistência à corrosão, e
quando associado com cromo e molibdênio confere melhores propriedades mecânicas
ao aço, aumentando a temperabilidade e reduzindo a ductilidade e a estampabilidade.
2.10.7 Aplicação dos aços bainíticos e multifásicos
Os aços bainíticos e multifásicos apresentam resistência a tração entre 1.200 MPa
e 1.600 MPa igualando aos aços martensíticos convencionais, com melhores
características de conformação (TOMITA, 1989).
64
Aços Cr-W com estrutura bainítica ou multifásica (ferrita + martensita + bainita
+ austenita retida) são usados em componentes de reatores nucleares, devido a sua
baixa radioatividade, em substituição aos aços Cr-Mo-V-Nb com estrutura
martensítica ou aços Cr-Mo-V-W com estrutura bifásica (ferrita e martensita) (ABE;
NAKAZAWA, 1992).
Os aços de alta resistência e baixa liga com baixo teor de carbono com
microestrutura bainítica ou multifásica representam uma nova família de aços são
utilizados em tubos para gás e óleo em ambientes de baixas temperaturas como região
do Mar do Norte, Canadá e Sibéria. Esses aços têm limite de escoamento da ordem de
500 MPa, alta tenacidade e boa resistência ao desgaste (HONEYCOMBE, 1981).
Exemplos de uso dos aços bainíticos seriam os grandes forjados e grandes rotores
de gerador que são quase inteiramente bainíticos. Outros exemplos são os aços
estruturais de alta resistência, que mais freqüentemente têm consistido de ferrita-
bainita, e algumas vezes os aços Mo-B que são inteiramente bainíticos (ABE;
NAKAZAWA, 1992).
Um outro exemplo é a aplicação na industria de geração de energia que emprega
grandes componentes em aço Cr-Mo, como o aço AISI 4340, normalmente resfriado
do campo austenítico para induzir a formação de microestrutura bainítica
(HONEYCOMBE; BHADESHIA, 1995).
Os aços bainíticos têm larga aplicação na indústria devido à combinação de
resistência, tenacidade e preço. Aços bainíticos com resistência em torno de 1000MPa
e elementos de liga inferior a 2% são excelentes para aplicação em altas temperaturas,
devido ao comportamento frente ao efeito fluência (BHADESHIA, 1995).
Os aços bainiticos têm boa aplicação na indústria automobilística na confecção
de barras de reforço para resistir a impactos e proteger contra colisões laterais, tendo
também boa aplicação em componentes forjados, como virabrequim (BHADESHIA,
1995).
Anteriormente, peças como virabrequim eram feitas com aços martensíticos, com
operações de forjamento, endurecimento, revenido, desempenamento e, finalmente,
alívio de tensões. Todas as operações de tratamento térmico foram substituídas por
resfriamento controlado, a partir da temperatura de forjamento, para induzir a
65
formação da microestrutura bainítica, com redução de custo. O resfriamento, a partir
da temperatura de forjamento, até uma temperatura como a de transformação
isotérmica e manutenção nesta temperatura por um determinado tempo, para em
seguida resfriar até a temperatura ambiente, ao invés do resfriamento brusco
convencional nos processos de têmpera, evita também o aparecimento de trincas e
empenamentos pela diminuição das tensões internas geradas como acontece na
têmpera (BHADESHIA, 1995).
Aços bainíticos resistentes à fadiga têm sido usados na indústria de geração de
energia há mais de cinqüenta anos, sendo garantida a formação de bainita em toda sua
seção com resfriamento contínuo. Além disso, sua boa temperabilidade permite a
confecção de peças de grande diâmetro (acima de um metro de diâmetro). Empregam-
se cromo e molibdênio para garantir a temperabilidade e durante o tratamento térmico
subseqüente há precipitação de carbonetos finos que melhoram a resistência à fadiga
(BHADESHIA, 1995).
O desenvolvimento tecnológico da laminação tem permitido o resfriamento
rápido das chapas de aços sem causar distorções. Este avanço levou ao
desenvolvimento de “aços com resfriamento acelerado” com microestrutura bainítica e
compete com os aços produzidos por laminação controlada convencional. Entretanto,
durante este processamento surgiram formações de constituintes aciculares, do tipo
bainita superior e martensita, que embora tivessem uma pequena perda de tenacidade,
permitiu apresentarem microestrutura bainítica que competem com os aços produzidos
por laminação controlada convencional. (BHADESHIA, 1995).
2.11 FERRITA ACICULAR
O desenvolvimento de ferrita acicular em metais de solda (NAKANISHI, 1976;
ABSON; PARGETER, 1986) e em aços forjados (HOMMA; OHKITA; MATSUDA;
YAMAMOTO; NISHIYOKA; TAMEHIRO, 1981) trouxe grande expectativa nas
aplicações industriais, principalmente pela excelente resistência.
A microestrutura de ferrita acicular tem o potencial de combinar alta resistência e
tenacidade. A ferrita acicular nucleia em inclusões não metálicas de pequenos
66
diâmetros dentro de grãos de austenita grandes, e crescem em muitas orientações
diferentes das inclusões não metálicas e mantêm uma relação de orientação com o
grão austenítico Figuras 2.20 e 2.21. A microestrutura resultante é desorganizada ou
caótica quando comparada com a bainita ou ferrita de Widmanstatten Figura 2.22. A
bainita e a ferrita de Widmanstatten tem tendência para formar pacotes de placas
paralelas que são orientadas identicamente (BHADESHIA, 2001; GRONG;
MATLOCK, 1986).
Figura 2.20: Efeito do tamanho de grão austenítico no desenvolvimento de : a) ferrita
acicular intragranular em granulação grosseira b) bainita nos contornos
de grãos finos (BHADESHIA, 2001; GRONG; MATLOCK, 1986).
(a) (b)
Figura 2.21: Fotomicrografia de placas de ferrita acicular em um metal de solda em
aço realizada no microscópio eletrônico de transmissão (BHADESHIA,
2001).
67
(a) (b)
Figura 2.22: Diferença da microestrutura de ferrita Widmantätten, bainita e ferrita aci-
cular. a) Microestrutura de ferrita Widmantätten (BABU; BHADESHIA,
1990) b)Microestrutura de bainita e ferrita acicular (BHADESHIA;
GRONG; MATLOCK, 1986).
A ferrita acicular e bainita são formadas pelo mesmo mecanismo de transfor-
mação. (STRANGWOOD; BHADESHIA, 1987). Ambas microestruturas desenvol-
vem na mesma faixa de temperatura, abaixo da alta temperatura onde forma a perlita
ou a ferrita, mas acima da temperatura de início de formação da martensita.
Na bainita, a ferrita do contorno de grão da austenita inicia formação de feixes de
placas paralelas de bainita com a mesma orientação cristolográfica com o grão
austenítico. Enquanto que a ferrita acicular é transformada por nucleação intragranular
e sobre inclusões não metálicas e mantém a orientação cristolográfica com grão
austenítico.(ABSON; DOLBY, 1987, COCHRANE; KIRKWOOD, 1978). A microes-
trutura ferrita acicular é desorganizada dificultando propagação de trincas.
A trinca tem que seguir então, um caminho mais longo e mudar frequentemente
de direção na microestrutura de ferrita acicular, conseqüentemente exigindo maior
consumo de energia na propagação da trinca.
Ferrita acicular cresce claramente por um mecanismo de deslocamento e assim
há outras conseqüências no desenvolvimento da microestrutura. Placas de ferrita
acicular são confinados aos grãos nos quais crescem devido o movimento coordenado
de átomos associado com o mecanismo de transformação por deslocamento, o
contorno de grão não o sustenta. (STRANGWOOD; BHADESHIA, 1987).
68
A transformação da ferrita acicular exibe o fenômeno de reação incompleta,
característica importante da bainita. Na proporção que a reação decresce no sentido de
zero, a temperatura de transformação é incrementada no sentido B
S
(YANG,
BHADESHIA, 1987; STRANGWOOD; BHADESHIA, 1987). Transformação
isotérmica cessa quando a concentração de carbono da austenita residual exceder a
curva T’
0
, Figura 2.23. Isto demonstra que a ferrita acicular cresce com a saturação do
carbono, mas o excesso de carbono é rejeitado na austenita remanescente.
Figura 2.23. Dado experimental no qual a austenita é transformada isotermicamente
em ferrita acicular, mostrando que a reação pára quando a concentração
de carbono da austenita ultrapassa a curva T’
O.
(STRANGWOOD;
BHADESHIA, 1987)
Ferrita acicular é bainita de nucleação intragranular. Assim deveria ser possível
permutação entre estas duas morfologias controlando o local de nucleação. Bainita
forma quando o grão de austenita é pequeno, porque a nucleação predomina então nos
contornos de grão. A bainita cresce nos interiores dos grãos de austenita, prevenindo o
desenvolvimento de ferrita acicular. Com o grão de austenita grande, diminui área de
contorno de grão, locais preferenciais para início de nucleação da bainita. Com grão de
austenita grande a densidade de número de inclusões aumenta, os locais de nucleação
que promovem a formação de ferrita acicular às custas da bainita (Figura 2.20).
69
2.11.1 Efeito da temperatura de austenitização sobre tamanho de grão
O crescimento de grão não precisa ser precedido por processos de recuperação e
recristalização, ele pode ocorrer em todos os materiais policristalinos. O crescimento
de grão ocorre pela migração de contornos de grão. Os grãos maiores crescem as
custas dos menores.
A velocidade de nucleação e linear de crescimento de grão aumenta com a
elevação da temperatura.
Cota et al. (2002) realizaram um trabalho que comprova a teoria citada acima.
Um aço foi austenizado em várias temperaturas com tempo de encharque de 30
minutos. A variação do tamanho de grão está demonstrada na Figura 2.24.
Figura 2.24: Tamanho de grão médio austenítico em função da temperatura de
austenitização. (COTA et al., 2002).
2.11.2 Mecanismo de transição da bainita para ferrita acicular
Muitos trabalhos experimentais tem provado e evidenciado que a ferrita é
essencialmente bainita nucleada intragranular (BHADESHIA et al., 1987, 1988).
70
Bainita e ferrita acicular são obtidas sob a mesma temperatura isotérmica de
transformação em aços ricos em inclusões.
Para obter bainita o grão de austenita tem que ser pequeno (Yang; Bhadeshia,
1987). Grãos pequenos de austenita aumenta a área de contorno de grão, local
preferencial de nucleação da bainita. A nucleação da bainita inicia nos contornos de
grãos austeníticos para o centro dos mesmos, preenchendo-os completamente. A ferrita
acicular nucleia intragranularmente nas inclusões não metálicas em grãos grandes de
austenita. Usando o mesmo raciocínio, não é encontrada ferrita acicular quando a
densidade de números de locais de nucleação intragranular for pequena. Alguns dos
resultados experimentais confirmam ferrita acicular é bainita nucleada
intragranularmente (HARRISON; FARRAR, 1981). Nas Figuras 2.25 a, b e c está
esquematizado a transição da bainita para ferrita acicular. Para uma mesma
temperatura de transformação nos casos ilustrados, as diferenças são as seguintes: Na
Figura 2.25 (a) onde foi variada a densidade de inclusões para o mesmo tamanho de
grão de austenita, a amostra com baixa densidade de inclusões, há transformação para
bainita desde que a densidade de sítios de nucleação dos contornos de grão da
austenita seja relativamente alta. Na Figura 2.25 (b) um aumento no tamanho de grão
de austenita e uma densidade de inclusões constante simula uma transição de
microestrutura predominantemente bainítica para microestrutura ferrítica acicular
(YANG; BHADESHIA, 1987). Finalmente, na Figura 2.25 (c) mostra o crescimento
de uma camada de ferrita alotriomorfica inerte nos contornos de grão da austenita
causa uma transição de bainita para ferrita acicular (BABU; BHADESHIA, 1990).
71
(a)
(b)
(c)
Figura 2.25: Ilustração esquemática de nucleação de bainita ou ferrita accicular em
função do tamanho de grão de austenita, densidade de inclusões e ferrita
alotriomórfica inerte (HARRISON; FARRAR, 1981).
Aços contendo inclusões apropriadas e soldados, a relação de ferrita acicular é
maior na ZTA, onde o grão austenítico é maior. Afastando da ZTA, diminui as
72
inclusões e o tamanho de grão, conseqüentemente aumenta a quantidade de bainita em
detrimento da ferrita acicular (Figura 2.26).
(a) (b)
Figura 2.26: Mudança na microestrutura na ZTA em função da temperatura. a) Aço
contendo partícula de óxido de titânio b) Aço sem partícula de óxido de
titânio.(BHADESHIA, 2001).
Microestruturas organizadas e livres de inclusões são desejáveis e encontradas
frequentemente nos aços. Por exemplo placas de ferrita frequentemente crescem na
forma de pacotes que contêm placas paralelas, que estão na mesma orientação
cristalográfica.
Dados cristalográficos mostram que placas de ferrita acicular nucleados na
mesma inclusão não metálica têm diferente orientação cristalográfica (GOURGUES et
al., 2000). Na propagação de trincas as mesmas são deslocadas a cada encontro com
placas de ferrita acicular, com diferentes orientações cristalográfica Figura 2.27. Esta
desorganização cristalográfica da ferrita acicular é responsável pelas excelentes
propriedades mecânicas, em especialmente a tenacidade.
Portanto, ferrita acicular é reconhecida como uma microestrutura amplamente
desejável (GOURGUES et al., 2000).
73
Figura 2.27: Ilustração esquemática do diagrama da deflexão da trinca em pacote de
contorno de alto ângulo de ferrita acicular. a) Aço desoxidação conven-
cional ao Al-Ca. b) Aço desoxidado ao Ti.(EIJK; GRONG; HJELEN,
1999).
O tamanho da inclusão não metálica, composição química da inclusão e taxa de
arrefecimento são fatores muito importantes que controlam a quantidade de fração
volumétrica da ferrita acicular formada. (LEE; KIM; KANG; HWANG, 2000). Porém
nem todas inclusões não metálicas são efetivamente boas para promover nucleação da
ferrita acicular. Vários estudos indicam que ferrita acicular é nucleada por certos tipos
de inclusões. De acordo com Choi; Hill (1978), Ricks; Howell; Barritte (1982) e
Homma; Okita; Wakabayashi (1981) finas inclusões de óxidos, nitreto de boro, nitreto
de titânio são bons nucleantes para ferrita acicular.
A densidade de nucleação da ferrita acicular têm fortes correlações com a forma,
tamanho, composição química e quantidade de inclusões no aço.
No trabalho realizado por Lee et al (2000), são demonstradas estas correlações.
Na Figura 2.28 (a) é observado, que a maioria das inclusões tem forma esférica, com
tamanho variando em torno de 3µm. Algumas inclusões parecem agir como nucleante
para ferrita acicular. As inclusões nucleantes são geralmente maiores em tamanho
comparado com as inclusões não nucleantes.
Observando ainda a Figura 2.28 (a), tem-se três inclusões com tamanhos
diferentes. É observado na inclusão de maior tamanho, várias placas de ferrita acicular
74
emanando da mesma, enquanto das partículas menores temos poucas placas de ferrita
emanando ou quase nulo ou nulo por completo.
Na Figura 2.28 (b) é mostrado placas de ferrita acicular acopladas a inclusão.
(a)
(b)
Figura 2.28: Micrografia realizada no microscópio eletrônico de varredura:
a) mostrando inclusões de vários tamanhos. b) mostrando nucleação de
ferrita originando da inclusão. (LEE; et al., 2000)
O tamanho da inclusão influencia a nucleação da ferrita acicular de modo
sistemático. Em uma inclusão de 0,2µm a probabilidade de nucleação da ferrita
acicular é quase zero. Aumentando o tamanho da inclusão acima de 0,2µm a
75
probabilidade de nucleação aumenta.
Este fato confirma que maior tamanho de inclusão, favorece a nucleação da
ferrita acicular. A Figura 2.29 demonstra o fato relatado acima.
Figura 2.29: Efeito da inclusão sobre a probabilidade de nucleação da ferrita. (LEE et
al., 2000).
A ferrita alotriomórfica influência no desenvolvimento da ferrita acicular em
microestrutura multifásica. O efeito é mais acentuado em aços contendo concentrações
relativamente altas de cromo >1,5% ou molibidênio >0,5%.
A fração volumétrica de ferrita acicular passa por um máximo em função da
concentração dos elementos de liga. Na Figura 2.30 está demonstrando um esquema
ilustrativo do mecanismo de transição da bainita para ferrita acicular, induzido pela
ferrita alotriomorfica (BHADESHIA, 2001).
76
Figura 2.30: Esquema ilustrativo do mecanismo de transição da bainita para ferrita
acicular em função da ferrita alotriomórfica.
Aços para fabricação de tubos para moderna indústria de petróleo e gás,
resistência e tenacidade são condições primordiais para este segmento industrial.
A microestrutura de ferrita acicular é de interesse da indústria de petróleo e gás,
devido a ótima combinação de alta resistência e boa tenacidade conforme citado por
Zhao; Yang; Shan (2003), Priestner; Lbraheem (2000). De acordo com Smith;
Coldren; Cryderman (1972), a boa granulação da ferrita acicular é devido a sua
relativamente baixa temperatura de transformação.
Uma característica sem igual deste tipo de microestrutura é o seu arranjo
excepcional e irregular. Tem vários tamanhos de grãos com distribuição uniforme e
com orientações aleatórias. A Figura 2.31 ilustra uma microestrutura típica de ferrita
acicular.
77
Figura 2.31: Microestrutura característica de ferrita acicular com diferentes tamanhos
de grãos. (ZHAO et al.,2005).
2.11.3 Aplicação dos aços com microestrutura de ferrita acicular
Os aços com microestrutura de ferrita acicular são excelentes para serem
aplicados em tubulações para transporte de petróleo e gás em regiões de clima severo.
78
CAPÍTULO 3 - MATERIAIS E PROCEDIMENTOS
EXPERIMENTAIS
3.1 CARACTERIZAÇÃO DO MATERIAL RECEBIDO
O material utilizado neste trabalho é o aço ao carbono do tipo AISI 1010 com
composição química descrito na Tabela 3.1, abaixo.
Tabela 3.1: Composição química do material utilizado
Composição química (% em peso)
Elemento
químico
C
Mn
Si
P
S
Cu
Al
V
Ti
Ni
% em
peso
0,11
0,39
0,14
0,01
0,01
0,02
0,02
0,01
0,002
0,06
3.2 CORPOS-DE-PROVA
Foram confeccionados 21 corpos-de-prova, sendo que os mesmos foram
usinados no Laboratório de Usinagem por Comando Numérico Computacional do
Departamento de Materiais e Tecnologia da FEG. Os corpos-de-prova foram retirados
no sentido longitudinal de laminação da chapa e confeccionados de acordo com a
Norma ASTM E8M para ensaios de tração de materiais metálicos à temperatura
ambiente (Figura 3.1).
Sentido da laminação
Figura 3.1: Representação esquemática dos corpos de corpos-de-prova para ensaios de
tração. (Norma ASTM E8 M).
79
3.3 TRATAMENTOS TÉRMICOS
Os tratamentos térmicos foram realizados no Laboratório de Tratamentos
Térmicos do Comando Geral de Tecnologia Aeroespacial (CTA), Divisão de
Materiais (AMR) do Instituto da Aeronáutica e Espaço em São José dos Campos. Os
tratamentos térmicos foram realizados em dois fornos, sendo: para aquecimento dos
corpos-de-prova foi utilizado forno do tipo Mufla. Para minimizar a descarbonetação
dos mesmos foi utilizado o gás argônio, propiciando um ambiente inerte dentro da
câmara do forno. O forno para tratamento isotérmico é do tipo banho de sal. O sal
utilizado para a realização do tratamento isotérmico foi do tipo Durferrit AVS 250.
A Figura 3.2 está representando os ciclos de tratamentos térmicos realizados.
Figura 3.2: Representação dos ciclos de tratamentos térmicos realizados.
Foram preparados 21 corpos-de-prova, divididos em sete lotes com três unidades
cada, para cada tempo de transformação isotérmica, sendo que um lote foi resfriado
continuamente ao ar e o último lote permaneceu na condição de recebido.
3.3.1 Transformações isotérmicas
As temperaturas foram escolhidas a partir das temperaturas Ac
3,
Ac
1
e Mi
calculadas pelas fórmulas empíricas de Andrews (1965), de acordo com a composição
80
química do material estudado. A temperatura Ac
3
representa a temperatura mínima de
austenitização ou temperatura de tratamento de solução ou limite superior de um
intervalo crítico. A temperatura Ac
1
representa o início do intervalo de transformação
ou a temperatura eutetóide. A temperatura Mi representa a temperatura onde ocorre o
início da transformação martensítica. Portanto, a transformação da bainítica deverá
ocorrer acima desta temperatura (ANDREWS, 1965).
Ac
1
= 718,10°C - Início da transformação ou temperatura eutetóide
Ac
3
= 846,28°C - Temperatura mínima de austenitização
M
i
= 479,55°C - Temperatura inicial da formação da martensita
A partir destes valores, foram fixados 950°C para a temperatura de austenitização
e para temperatura de transformação isotérmica 480°C. O texto acima refere-se à
transformação bainítica, sendo que a ferrita acicular é transformada próxima a
temperatura de formação da bainita.
O tempo de permanência na temperatura de austenitização (900s), foi
determinado em função da espessura dos corpos-de-prova, para garantir completa
austenitização. Os tempos de permanência nas temperaturas de transformação
isotérmica variaram de 30s a 3600s para avaliar as reações ocorridas no material,
objeto do estudo.
3.3.2 Ensaios de tração
Os ensaios de tração foram realizados no laboratório de Ensaios Mecânicos
Departamento de Materiais e Tecnologia da FEG, de acordo com a norma ASTM
E8M.
O equipamento utilizado foi uma máquina de tração EMIC Modelo MEN 10.000,
com capacidade para 10.000Kgf.
Parâmetros avaliados no ensaio de tração:
Limite de escoamento ( L.E. ): foi considerada a tensão que produz uma
deformação permanente de 0,2%. Para calculá-lo, traça-se uma reta paralela à
reta de proporcionalidade na Curva tensão X deformação, a uma distância de
0,2% de deformação, o ponto de intercessão com a Curva é o Limite Elástico.
81
Este método é utilizado quando a Curva tensão-deformação apresenta
escoamento contínuo.
Limite de resistência à tração: calculada através do carregamento máximo
aplicado durante o ensaio, dividido pela área inicial do corpo de prova.
Alongamento: calculado através da variação percentual no comprimento da
região útil do corpo-de-prova, antes e após o rompimento.
3.4 EXAMES METALOGRÁFICOS
3.4.1 Preparação das amostras
As amostras foram cortadas das extremidades dos corpos-de-prova, embutidas no
equipamento TEMPOPRESS – STRUERS, do Laboratório de Metalografia do
DMT/FEG/UNESP, utilizando resina Multifast Brown – STRUERS.
Foram utilizadas no processo de lixamento lixas de diferentes granulometrias: #150,
#220, #320, #400, #600, #1.000, #1.200, #1.500 e #2.000 sucessivamente.
Após lixamentos das amostras foram colocadas em um recipiente Becker contendo
acetona P.A . e colocado dentro de equipamento de ultra-som AROTEC T7 com água,
para obter uma melhor limpeza de resíduos e impurezas presentes na superfície da
amostra, permanecendo por um tempo médio de trezentos segundos em solução de
água destilada e detergente. O polimento foi feito na POLITRIZ AP10, Panambra, nas
rotações de quinhentos e mil rpm, com alumina (1µ) diluída em água destilada e, em
seguida, polida com OP-U Suspension (0,25µ) STRUERS para acabamento final,
lavadas com água destilada e álcool etílico e secas com um secador de ar frio.
3.4.2 Ataques químicos
Foram efetuados dois ataques com diferentes reagentes para permitir a
quantificação das diferentes fases, e através de um conjunto de equações simples
determinaram-se todas as fases presentes na amostra, em quantidades variadas.
82
Reagentes:
a) Nital (2ml HNO
3
e 98ml de Álcool Etílico PA)
As amostras foram atacadas pelo reagente por dez segundos, lavadas em água, em
seguida em álcool etílico e, secas com o auxílio de um secador de ar frio. Este
procedimento visa interromper a ação do ataque químico (YÁNEZ, 2001).
b) Solução aquosa de metabissulfito de sódio (10g de Na
2
S
2
O
5
+ 100ml água
destilada). Foi usado o tempo médio de quinze segundos de exposição para este ataque
químico.
3.4.1
Quantificação das fases presentes
As fotomicrografias foram obtidas no Laboratório de Análise de Imagens de
Materiais (LAIMat) com a utilização do microscópio, NEOPHOT 30. Utilizou-se o
aumento de 500x. Foram obtidos vinte campos para variadas regiões de uma mesma
amostra, conforme norma ASTM E 1382. Foi utilizado o software “Image Pro
Express” para obtenção e armazenamento das imagens. Os resultados da quantificação
das fases por análise digital de imagens foram obtidos com o software “Image Pro
Express”.
83
CAPÍTULO 4 - RESULTADOS E DISCUSSÕES
A Figura 4.1 mostra uma fotomicrografia do aço após tratamento térmico de
normalização. Nota-se poucas áreas (escuras) de perlita, tratando-se, portanto, de um
aço baixo carbono.
Figura 4.1: Fotomicrografia do mesmo aço, após tratamento térmico de normalização.
Ataque químico nital 2%.
4.1
QUANTIFICAÇÃO DAS FASES - ATAQUES QUÍMICOS
Os resultados da análise estatística das regiões cinza claro mostradas nas
micrografias, para os dois tipos de ataque químico encontram-se na Tabela 4.1. No
ataque com nital 2% as regiões cinza claro quantificam as fases ferrita e austenita
retida somadas. No ataque com solução aquosa de metabissulfito de sódio, as regiões
cinza claro quantificam a fase austenita retida (CHOI et al., 2002).
Nas Figuras 4.2, 4.3, 4.4, 4.5 e 4.6, a seguir podem-se verificar a fotomicrogra-
fias do aço analisado, após tratamento térmico na temperatura de transformação
84
isotérmica de 480°C por um tempo de permanência de 30, 120, 300, 900 e 3600
segundos.
Figura 4.2: Fotomicrografia do mesmo aço, após tratamento térmico em temperatura
de transformação isotérmica a 480°C, por tempo de 30 segundos. Ataque
químico nital 2%.
85
Figura 4.3: Fotomicrografia do mesmo aço, após tratamento térmico em temperatura
de transformação isotérmica a 480°C, por tempo de 120 segundos. Ataque
químico nital 2%.
Figura 4.4: Fotomicrografia do mesmo aço, após tratamento térmico em temperatura
de transformação isotérmica a 480°C, por tempo de 300 segundos. Ataque
químico nital 2%.
86
Figura 4.5 Fotomicrografia do mesmo aço, após tratamento térmico em temperatura de
transformação isotérmica a 480°C, por tempo de 900 segundos. Ataque
químico nital 2%.
Figura 4.6: Fotomicrografia, após tratamento térmico em temperatura de
transformação isotérmica a 480°C, por tempo de 3600 segundos.
Ataque químico nital 2%.
87
Comparando as figuras, observa-se que a morfologia das Figuras 4.2, 4.3, 4.4,
4.5 e 4.6 é acicular, contendo alguns grãos equiaxiais. A estrutura é multifásica,
constituída de bainita, ferrita acicular, austenita retida e, provalmente, fração pequena
de martensita. A morfologia da microestrutura da figura 4.1 é composta basicamente
de ferrita com poucas áreas de perlita.
Na Tabela 4.1, estão quantificados os microconstituintes ferrita, austenita retida
e bainita + martensita.
Tabela 4.1: Quantificação das frações volumétricas da ferrita, bainita + martensita,
austenita retida, por técnica de análise de imagens, após ataques químicos
com nital, metabissulfito de sódio.
Após ataque com Nital
Após ataque
com
Metabissulfito
de sódio
Condições
Trat.Térmico
Ferrita +
Aust.Retida
(%)
Bainita e
Martens.
(%)
Austenita
Retida
(%)
Ferrita
%
950/480/30” 48,5 ± 4,0 51,5 ± 6,0 2,0 ± 0,4 46,5 ± 4,0
950/480/120” 46,5 ± 6,8 53,5 ± 5,1 1,6 ± 0,6 44,9 ± 6,8
950/480/300” 34,6 ± 5,2 65,4 ± 6,0 1,4 ± 0,4 33,2 ± 5,2
950/480/900” 31,0 ± 4 69,0 ± 6,4 1,0 ± 0,2 30,0 ± 4,0
950/480/3600” 28,3 ± 4,1 71,7 ± 5,1 0,4 ± 0,2 27,9 ± 4,1
Analisando a Tabela 4.1 após o ataque com solução aquosa de metabissulfito de
sódio verifica-se que a fração volumétrica da austenita retida foi baixa, menor que o
desvio padrão da ferrita + austenita retida (2ª coluna da tabela). Foi considerada
portanto, desprezível em termos de influência nas propriedades mecânicas.
88
Embora não tenha sido calculada, é de se esperar também que, a fração
volumétrica da martensita seja também baixa, em função do tipo de tratamento térmico
aplicado.
Trata-se, portanto, de aço com estrutura predominantemente (acima de 50%) de
bainita com grandes frações de ferrita acicular, contendo frações pequenas de
martensita e de austenita retida.
4.2 FORMAÇÃO DE CONSTITUINTE EM FUNÇÃO DO TEMPO
NA TEMPERATURA DE TRANSFORMAÇÃO
O tempo na temperatura de transformação tem grande influência na formação dos
constituintes dos aços. As Figuras 4.7 e 4.8 indicam a formação de constituinte em
função do tempo de permanência na temperatura de transformação isotérmica.
A Figura 4.7 mostra o aumento da fração volumétrica da bainita+martensita com
o tempo na temperatura de transformação isotérmica.
Figura 4.7: Formação da bainita+martensita, em função do tempo de permanência na
temperatura de transformação.
89
Figura 4.8: Formação da ferrita em função do tempo de permanência na temperatura
de transformação isotérmica.
Analisando a Tabela 4.1 e a Figura 4.8, as mesmas indicam a variação da
quantidade volumétrica da ferrita com aumento do tempo de permanência na
temperatura de transformação isotérmica. A variação está entre 46,5% a 27,9% entre
os tempos de 30s a 3600s. Neste intervalo de tempo há uma redução de 18,6% na
quantidade volumétrica da ferrita.
Os microconstituintes bainita+martensita, representados pela parte escura na
análise de imagem, aumentam com aumento de tempo na temperatura de
transformação isotérmica. Este aumento da parte escura é em função da transformação
da austenita. A fração volumétrica da ferrita acicular diminui durante a transformação
isotérmica em função do tempo, e tende a atingir um limite onde ela estabilizará,
permanecendo a estrutura com uma quantidade pequena de austenita retida. Na
realidade esta transformação é interrompida no momento que a austenita retida atinge
o seu equilíbrio. Neste momento ocorre um enriquecimento de carbono suficiente na
fase austenítica gerado pela rejeição de carbono da ferrita. De acordo com Bhadeshia
(2001), este processo tardio pode ocorrer em questões de segundos. Conforme citado
por Christian; Edmonds (1984), a transformação da ferrita acicular obedece o
fenômeno de reação incompleta. A reação interrompe quando a concentração de
carbono da austenita residual ultrapassa a curva de T’
o
do equilíbrio. Ver Figura 2.23.
90
Este é o fenômeno da reação incompleta. Analisando a Figura 4.7 este fenômeno não
foi percebido neste trabalho, pois mesmo com tempos de 3600 segundos ainda
percebe-se uma pequena elevação na fração volumétrica da parte escura. Nas
condições pesquisadas neste trabalho, especialmente em função da composição
química do material e do tratamento térmico realizado, pode-se afirmar que a total
estabilidade da austenita retida deverá ser atingida em tempos superiores a 3600
segundos, e que, consequentemente, as transformações bainíticas só irão terminar após
este tempo.
4.3 PROPRIEDADES MECÂNICAS
Da realização do ensaio de tração, foram obtidos os resultados relativos as
propriedades mecânicas: limite de resistência à tração, limite de escoamento e
alongamento, conforme demonstrado nas Tabelas 4.2 e 4.3.
A composição química, assim como os tratamentos térmicos realizados em um
material, são fatores que têm grande influência nas propriedades mecânicas finais. O
carbono é tão importante neste item que a própria denominação da classe de aços pode
ser realizada através da quantidade de carbono presente no material.
Tabela 4.2: Propriedades mecânicas do aço conforme recebido.
Trat. térmico RT (MPa) LE (MPa)
Alongamento
total % (ε)
Conf. fornecido
573 ± 4 416 ± 3 23,2 ± 2
91
Tabela 4.3: Propriedades mecânicas obtidas no aço após tratamentos térmicos.
Trat. térmico RT (MPa) LE (MPa)
Alongamento
total % (ε)
LE/RT
Normalizado
463 ±5 336 ± 1 30 ± 3
0,73
950/480/30”
618 ± 25 457 ± 7 31 ± 2
0,74
950/480/120”
614 ±6 459 ± 4 30 ± 2
0,75
950/480/300”
617 ± 17 454 ± 8 33 ± 2
0,74
950/480/900”
613 ± 15 450 ± 8 30 ± 1
0,73
950/480/3600”
612 ± 5 454 ± 3 33 ± 2
0,74
Na Figura 4.9 está demonstrando a variação do RT e LE em função do tempo de
permanência na temperatura de transformação isotérmica.
Figura 4.9: Variação do limite de escoamento (LE) e da resistência tração (RT) em
função do tempo de permanência na temperatura de transformação
isotérmica.
92
Analisando a Tabela 4.3 e a Figura 4.9 não houve alteração nas propriedades
mecânicas em função do tempo de permanência na temperatura de transformação
isotérmica.
A Tabela 4.4 mostra as melhorias obtidas nas propriedades mecânicas proporci-
onadas pela ferrita acicular. Mostra um aumento médio de 33% no limite de resistência
à tração e de 35% no limite de escoamento quando comparados com os valores do
mesmo aço normalizado. O aspecto importante desta melhoria nas propriedades
mecânicas é a manutenção da ductilidade/tenacidade, avaliada pelo alongamento total
que permaneceu em torno de 30%.
Tabela 4.4: Aumento percentual das propriedades mecânicas do aço com ferrita
acicular em relação ao mesmo aço normalizado.
Trat. térmico
Aumento RT
%
Aumento LE
%
Alongamento ε
%
950/480/30” 33 36 0
950/480/120” 33 37 0
950/480/300” 33 35 0
950/480/900” 32 34 0
950/480/3600” 32 35 0
Estas propriedades mecânicas quando comparadas com as do aço no estado em
que foi fornecido (laminado) apresentam as seguintes melhorias: o limite de resistência
à tração teve um aumento médio de 7% e o limite de escoamento teve um aumento
médio de 9%, enquanto que a ductilidade/tenacidade, avaliada pelo alongamento total
teve um aumento médio de 30%, conforme a Tabela 4.5. Da mesma forma, o aspecto
importante é que a estrutura multifásica contendo ferrita acicular eleva substancial-
mente o alongamento total em cerca de 30%.
93
Tabela 4.5: Aumento percentual das propriedades mecânicas do aço com ferrita acicu-
lar em relação ao mesmo aço no estado em que foi fornecido.
Trat. térmico
Aumento RT
%
Aumento LE
%
Alongamento ε
%
950/480/30” 8 10 34
950/480/120” 7 10 29
950/480/300” 8 9 42
950/480/900” 7 8 29
950/480/3600” 7 9 42
A Figura 4.10 ilustra o mapa da deformação total em função do limite de resis-
tência à tração. Fica demonstrado que a melhor combinação de propriedades antagô-
nicas (resistência/ductilidade) ocorre quando a estrutura é multifásica com frações de
ferrita acicular.
Figura 4.10: Deformação total em função do limite de resistência à tração do aço nas
diversas condições microestruturais.
94
CAPÍTULO 5 - CONCLUSÕES
CONCLUSÕES
1) Através de tratamentos térmicos adequados é possível obter, em aços de baixo
carbono, estruturas multifásicas com grandes frações de ferrita acicular.
2) Essas estruturas multifásicas com ferrita acicular possibilitam melhorias na
resistência mecânica, mantendo o mesmo nível de ductilidade do aço
normalizado. O limite de resistência à tração teve aumento da ordem de 33% e
o limite de escoamento da ordem de 35% em relação ao aço normalizado.
3) Da mesma forma, essas estruturas multifásicas melhoram a resistência
mecânica e aumentam a ductilidade quando comparadas com o mesmo aço na
condição em que foi recebido, isto é laminado. O limite de resistência à tração
teve aumento médio de 7%, o limite de escoamento um aumento médio de 9% e
a ductilidade um aumento de 30%.
4) A tecnologia de processamento de aço tem experimentado notável avanço nas
últimas décadas especificamente no que diz respeito à redução das impurezas,
resultando na capacidade de controle de processos de fabricação dos aços.
Então, com base nos resultados obtidos neste trabalho, é possível vislumbrar
uma engenharia que contemple um controle das inclusões não metálicas e um
patamar de temperatura que promova a transformação isotérmica no último
ciclo térmico do processamento termomecânico, para obter frações de ferrita
acicular.
5) A melhor combinação de propriedades mecânicas de resistência e ductilidade
ocorre quando a estrutura multifásica contém frações de ferrita acicular.
95
CAPÍTULO 6 - SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS
Realização de um estudo para determinação da tenacidade à fratura do material,
nas diferentes condições de tratamentos térmicos,
analisar os tipos de ferrita acicular obtidos, assim como sua morfologia por
microscopia eletrônica de transmissão,
quantificar e qualificar as inclusões não metálicas,
obter ferrita acicular promovendo antes o crescimento de grão austenítico,
quantificar a ferrita alotriomorfica benéfica na nucleação de ferrita cicular.
96
CAPÍTULO 7 - REFERÊNCIA BIBLIOGRÁFICA
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