EFEITO DA COMPOSIÇÃO QUÍMICA NA CINÉTICA E MORFOLOGIA DA TRANSFORMAÇÃO BAINÍTICA EM AÇOS DE ALTO CARBONO CONTENDO TEORES VARIÁVEIS DE Si, Mn e Ni

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1 EFEITO DA COMPOSIÇÃO QUÍMICA NA CINÉTICA E MORFOLOGIA DA TRANSFORMAÇÃO BAINÍTICA EM AÇOS DE ALTO CARBONO CONTENDO TEORES VARIÁVEIS DE Si, Mn e Ni D. S. Ramos (1) ; C. A. S. Oliveira (2) ; M. H. Ferrer (2) ; V. Ogliari (1) ; G. Eismann (1) danielesilvaramos@gmail.com (1) Unisociesc, Sociedade Educacional de Santa Catarina (2) UFSC, Universidade Federal de Santa Catarina RESUMO Aços bainíticos, isentos de carbonetos, são materiais de grande importância tecnológica em função da interessante combinação de propriedades que apresentam. Novas ligas de aço com alto teor de carbono foram elaboradas, variando os teores dos Si, Mn e Ni. Promoveu-se o estudo dos aspectos cinéticos e morfológicos da transformação bainítica, durante austêmpera na temperatura de 280 C, por tempos que variaram de 1min a 839 h. Com o auxílio de microscopia óptica, microscopia eletrônica de varredura e microdureza Vickers, constatou-se a estase da reação bainítica em todos os aços estudados, associada à presença de finos feixes de ferrita bainítica, entremeados de filmes de austenita retida e acompanhados de austenita retida na forma de blocos. Nas ligas contendo maiores teores de Mn e Ni a morfologia em blocos da austenita retida foi observada em condições de tempo maiores de aquelas nas quais se obteve o mesmo comportamento nas ligas contendo Si. Palavras-chave: ferrita bainítica, austenita retida, aços bainíticos. INTRODUÇÃO Os aços bainíticos de alto carbono livre de carbonetos apresentam um compromisso atraente entre tenacidade e resistência mecânica quando submetidos a solicitações envolvendo desgaste e fadiga do material [1,2,3]. Estas propriedades são geralmente obtidas através do controle da microestrutura durante o tratamento térmico de austêmpera, onde se ocorre a transformação bainítica, de modo incompleto, possibilitando uma microestrutura final constituída por feixes de ferrita bainítica e austenita retida rica em carbono [4,5]. Associado ao efeito dos elementos de liga, em aços ligados, a transformação isotérmica apresenta uma cinética característica, descrita por Wever em 1932 [6], onde a decomposição isotérmica da austenita em temperaturas abaixo da baía da curva Temperatura-Transformação-Tempo (TTT) é inicialmente rápida, formando um 4744

2 produto isento de carbonetos (bainita superior sem carbonetos ou ferrita probainítica) e parando quase completamente, para retomar como um agregado de ferrita e carbonetos após longos períodos de manutenção na temperatura de tratamento. Esse fenômeno é conhecido como estáse da transformação bainítica ou como o fenômeno da transformação interrompida, o qual pode estar associado à separação entre as curvas em C da bainita e da ferrita/perlita e à existência de uma baía na curva TTT destes materiais [7,8]. Este trabalho tem como objetivo principal avaliar o efeito do Si, Mn e Ni nos aspectos cinéticos e morfológicos da transformação bainítica, durante tratamento de austêmpera, em aços de alto carbono. MATERIAIS E MÉTODOS Para o desenvolvimento do estudo, foram utilizadas quatro ligas de aço alto carbono, fundidas a partir de blocos Y no Setor de Fundição da UNISOCIESC, atendendo às especificações da norma ASTM A897. Buscando avaliar a influência da composição química variaram-se os teores dos elementos silício, manganês e níquel conforme apresentado na Tabela 01. Tabela 01: Teores dos principais elementos de liga, (Os Autores, 2013). Liga Si (%) Mn (%) Ni (%) 01 1,50 1,50 0,5 02 1,94 1,50 0,5 03 1,50 1,98 0,5 04 1,50 1,50 1,85 Os tarugos extraídos, a partir da área útil dos blocos fundidos, foram submetidos a laminação a quente, com um arranjo de redução pré-estabelecido, com o intuito de quebrar a estrutura bruta de fusão e condicionar a microestrutura de partida. A partir das tiras obtidas na laminação foram usinados os corpos de prova (CP), com dimensões 6x8x10(mm), para a realização dos experimentos de austêmpera. O ciclo de austêmpera consistiu em pré-aquecer as quatro ligas até 450 C por 0,5h, seguido de austenitização a 870 C com encharque de 1,0h, com resfriamento posterior até 280 C, que se corresponde com a temperatura de austêmpera, com tempos de permanência que variaram entre 1min e 839h. 4745

3 Após a austêmpera, os corpos de prova foram examinados com o auxílio de Microscopia Óptica (MO), Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) e ensaios de dureza Rockwell e microdureza Vickers. A análise quantitativa das fases foi realizada no ambiente do programa Image-ProPlus, no módulo MaterialsPro, com a ferramenta Measure Phases, acoplado a um Microscópio Ótico da marca Olympus BX51. A caracterização morfologia com microscopia eletrônica de varredura (MEV) foi realizada em um microscópio da marca Shimadzu, modelo SSX-550 Superscan. RESULTADOS E DISCUSSÕES Aspectos Morfológicos Os principais estágios em que se deu a transformação de fase foram acompanhados através de caracterização microestrutural ao longo do tempo de austêmpera a 280 C. De modo geral, nos menores tempos de austêmpera, entre 1 min e 2h, as ligas mostraram aspectos morfológicos que se correspondem com a transformação martensítica, não se evidenciando a nucleação de ferrita bainítica. Este comportamento reafirma o papel dos elementos de liga na temperabilidade destes materiais e no atraso da transformação bainítica. A partir de 2h possível observar a formação de pacotes de feixes de ferrita bainítica dispersas em matriz martensítica, nas duas ligas contendo Si, como se observa nas micrografias da Figura 01. Figura 01: (MO) Pacotes de ferrita bainítica em matriz martensítica em amostras da (a) liga 1 (1,5%Si, 1,5%Mn, 0,5%Ni), (b) liga 2 (1,94%Si, 1,5%Mn, 0,5%Ni), (c) liga 3 (1,5% Si, 1,98%Mn, 0,5%Ni), (d) liga 4 (1,5%Si, 1,5%Mn, 1,85%Ni), austemperadas por 2h a 280 C, 1000x, reagente: nital 2%, (Os Autores, 2014). Na liga 04, contendo maior teor Ni, observaram-se em menor proporção os feixes de ferrita bainítica, sendo que na liga com maior teor de Mn não houve 4746

4 evidência de formação de ferrita bainítica (Figura 01-c). Na mesma Figura 1 (a) e (b) pode ser observado o início discreto da nucleação da ferrita bainítica a partir dos antigos contornos da austenita, que segundo Bhadeshia [9] este fenômeno ocorre com a partição do carbono para a austenita, reduzindo a temperatura de início da transformação da martensita durante o resfriamento. Para a liga 03 e 04, com maior teor de manganês e níquel respectivamente, o domínio de martensita indica o atraso da nucleação da nova fase. A partir do tempo de 36h, observou-se que as ligas apresentaram uma microestrutura onde predomina a ferrita bainítica, acompanhada de austenita retida, nas quatro ligas estudadas. Nas micrografias da Figura 02 destaca-se a formação de feixes de ripas de ferrita bainítica (em maior proporção) imersos na matriz austenítica remanescente (em menor fração volumétrica) com aspecto de blocos. As ligas 03 e 04, com maior teor de manganês e níquel, respectivamente, apresentam uma menor fração transformada de ferrita bainítica em comparação com as ligas 01 e 02, devido à estabilização da austenita que é provocada pelo manganês e níquel, diminuindo assim a fração transformada. Figura 02: (MO) Feixes de ferrita bainítica e austenita retida em blocos em amostras da (a) liga 1 (1,5%Si, 1,5%Mn, 0,5%Ni), (b) liga 2 (1,94%Si, 1,5%Mn, 0,5%Ni), (c) liga 3 (1,5%Si, 1,98%Mn, 0,5%Ni), (d) liga 4 (1,5%Si, 1,5%Mn, 1,85%Ni), austemperadas por 36h a 280 C, 1000x, reagente: nital 2%, (Os Autores, 2014). Na microestrutura da Figura 03, apresenta imagens de MEV onde se pode observar a presença de austenita retida nas regiões de encontro de diferentes agrupamentos de feixes de ripas de ferrita bainítica (sigla FB). Essa austenita retida, geralmente, possui forma triangular ou poliédrica e é chamada de austenita retida em blocos (sigla ARB), as quais são observadas na Figura 03, sendo as regiões que aparecem como pequenas ilhas claras em meio aos agrupamentos de ripas de ferrita (fase escura). Nas mesmas micrografias, além de ilhas de austenita retida em blocos (ARB), destaca-se a presença de regiões muito 4747

5 finas de austenita retida entre as ripas (subunidades) dos feixes de ferrita. Essa austenita é, comumente, chamada de austenita retida em filmes (sigla ARF). Figura 03: (MEV) Aspectos morfológicos durante a transformação bainítica em amostras (a) da liga 1 (1,5%Si, 1,5%Mn, 0,5%Ni) e (b) da liga 4 (1,5%Si, 1,5%Mn, 0,5%Ni), austemperadas por 839h a 280 C, reagente: nital 2%, (Os Autores, 2014). As dimensões das ripas individuais de ferrita, em torno de 200 nm, são equivalentes ao máximo valor teórico de resolução da técnica de microscopia óptica, que é constante e associado ao comprimento de onda da luz visível. Sendo assim, ao microscópio óptico, só é possível observar os agrupamentos de subunidades ou feixes de ripas de ferrita bainítica. Aspectos Cinéticos A partir da quantificação de fases através microscopia ótica (MO), foi possível estudar cinética de transformação bainítica incompleta utilizando-se a conhecida equação de Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov (JMAK), onde a dependência da fração transformada (Vv) com o tempo (t) é dada pela Equação (A): Vv = 1 exp (-K.t n ) (A) No gráfico da Figura 04 são apresentadas as curvas cinéticas características para as quatro ligas estudadas, onde se pode avaliar a influência dos elementos de liga na fração transformada de ferrita bainítica em relação ao tempo de tratamento. A partir da análise das curvas cinéticas da Figura 04 (a) pode-se constatar que as ligas 3 e 4 apresentam um pequeno atraso no início da nucleação de ferrita bainítica devido a presença de Mn e Ni, respectivamente. As curvas indicam uma 4748

6 maior taxa de transformação de fase e uma maior fração transformada para a liga 2, com maior teor de silício, reafirmando o efeito deste elemento em inibir a formação de cementita e deslocar as curvas TTT para a esquerda [9]. Figura 04: Curvas cinéticas da transformação de fase bainítica incompleta para as quatro ligas austemperadas a 280 C: (A) evolução das frações transformadas em função do tempo. (B) Linearização das frações transformadas (JMAK), (Os Autores, 2014). Para a liga 3 o efeito do Mn é destacado em relação a menores taxas de transformação e frações volumétricas, uma vez que este elemento tem a função de estabilizar a austenita e deslocar as curvas TTT para a direita. Este efeito pode ser comprovado através da interpretação da Figura 05, onde se apresenta o estudo da cinética da transformação de fase em aços com diferentes teores de manganês, onde a liga com menor teor de manganês possui menor valor inicial e final de energia de ativação e como consequência um aumento na velocidade da transformação de fase [10]. Figura 05: Evolução da transformação bainítica em ligas Fe-0,3C, Fe-0,3C-1Mn e Fe-0,3C-2Mn. a) Diagrama de energia de ativação em função do tempo; b) Curva cinética da transformação bainítica [10]. 4749

7 É percebido no gráfico, Figura 04 (a) que a liga 4, com maior teor de níquel, tem o início de transformação retardada pelo efeito deste elemento, porém após o início da transformação, a taxa é maior em relação a liga 1, que tem menor teor de níquel, isto se deve ao fato do níquel promover um refino de grão que é um fator importante para evitar a formação de carbonetos na transformação bainítica. Todas as ligas apresentam patamares característicos do início da estase da transformação bainítica, onde para a liga 1 a fração transformada é cerca de 84%, para liga 2 cerca de 86%, para liga 3 cerca de 74% e para liga 4 cerca de 79%. CONCLUSÕES Constatou-se a estáse da reação bainítica em todos os aços estudados, onde para a liga 1 a fração transformada é cerca de 84%, para liga 2 cerca de 86%, para liga 3 cerca de 74% e para liga 4 cerca de 79%. A partir do início da estáse a morfologia da transformação de fase caracterizou-se pela presença de finos feixes de ferrita bainítica, entremeados de filmes de austenita retida, e acompanhados de austenita retida na forma de blocos. Nas ligas contendo teores maiores de Mn e Ni a morfologia em blocos da austenita retida foi observada em condições de tempo maiores de aquelas nas quais se obteve o mesmo comportamento nas ligas contendo Si. AGRADECIMENTOS Os autores agradecem ao Departamento de Engenharia de Materiais da Universidade Estadual de Ponta Grossa, pelas análises de MEV. À UNISOCIESC, pelo apoio financeiro. Ao Fundo de Apoio à Manutenção e ao Desenvolvimento da Educação Superior (FUMDES) de Santa Catarina pela concessão de bolsas de estudos. REFERÊNCIAS [1] BARBACKI, A., The role of bainite mechanical properties of steels. Elsevier Journal of Materials Processing Technology, n 53 p , [2] C.C.; CASTRO, M.I; VÉLEZ, J.M; TORO, A. Unlubricated Sliding Wear of Pearlitic and Bainitic Steels. Wear, 259, p ,

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