EFEITO DO MANGANÊS NA MORFOLOGIA E CINÉTICA DA TRANSFORMAÇÃO BAINÍTICA EM AÇOS DE ALTO CARBONO

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1 EFEITO DO MANGANÊS NA MORFOLOGIA E CINÉTICA DA TRANSFORMAÇÃO BAINÍTICA EM AÇOS DE ALTO CONO Daniele da Silva Ramos, danielesilvaramos@gmail.com 1 Vitor Ogliari, vitu.ogliari@gmail.com 2 Carlos Augusto Silva de Oliveira, carlos.a@ufsc.br 1 Modesto Hurtado Ferrer, ferrer.m.h@ufsc.br 3 Rafael Felipe Fronza dos Santos, rafaelfelipefronza@gmail.com 2 Edson Costa Santos, edson.costasantos@gmail.com 4 1 Universidade Federal de Santa Catarina, Campus Universitário, Trindade, Florianópolis-SC, Centro Universitário Sociesc - UNISOCIESC, Rua Albano Schmidt, 3333, Boa Vista, Joinville-SC, Universidade Federal de Santa Catarina, Rua Dr. João Colin, 2700, Santo Antonio, Joinville-SC, Instituto SENAI de Inovação em Laser, Rua Arno Waldemar Döhler, 957, Zona Industrial, Joinville SC, Resumo: Os aços bainíticos com alto teor de carbono e livres de carbonetos são materiais capazes de atender grandes exigências em serviço, devido à boa combinação de propriedades mecânica que apresentam. Estes materiais são obtidos através de processamentos termomecânicos, com uma microestrutura final constituída de ferrita bainítica e austenita retida. A presença de carbonetos nesses aços pode reduzir a tenacidade à fratura, quando comparados com os aços convencionais temperados e revenidos. A adição de manganês (Mn) nesses materiais estabiliza a austenita e retarda a precipitação de cementita. Nesse trabalho estudaram-se duas ligas fundidas e conformadas a quente com teores de manganês de 1,50% e 1,98%, a fim de verificar seu efeito na morfologia e cinética da transformação bainítica obtida através de austêmpera realizada a 280ºC por tempos que variaram de 1min a 839h. As temperaturas críticas de transformações de fase foram determinadas a partir de simulações utilizando o software JMat-Pro. Para a caracterização morfológica e avaliação da cinética da transformação de fase utilizaram-se as técnicas de microscopia ótica (MO) e eletrônica de varredura (MEV). As análises morfológicas mostraram três estágios da transformação de fase: microestrutura totalmente martensítica; microestrutura multifásica composta de ferrita bainítica, martensita e austenita retida; microestrutura formada por ferrita bainítica e austenita retida, devido à estáse da reação bainítica. A curva cinética da transformação de fase na liga B, com maior teor de manganês, mostrou maior deslocamento para a direita, corroborando o papel deste elemento no início da nucleação da ferrita bainítica, contribuindo para o aumento da fração volumétrica da austenita retida, principalmente na forma de blocos. A liga B, na região da estáse da reação bainítica, apresentou menor fração de ferrita bainítica (76%) em comparação com a liga A (85%), além disso, o tempo para alcançar a estáse (36h) foi superior quando comparado à liga A (16h). Palavras-chave: Aço bainítico, ferrita bainítica, manganês, transformação bainítica. 1. INTRODUÇÃO Nos últimos anos, novos aços com alto teor de carbono, contendo elementos de liga como Si, Mn, Cr, Ni e Mo, vêm sendo desenvolvidos para aplicações, onde se exijam combinações de resistência à fadiga, tenacidade à fratura e resistência ao desgaste do material em serviço. Esse comportamento é decorrente do controle da microestrutura durante o tratamento térmico de austêmpera, pela ocorrência da transformação bainítica incompleta, da que resulta a obtenção de uma microestrutura mista que combina ferrita bainítica e austenita retida de alto carbono, de onde surge a denominação destes materiais como aços bainíticos. No caso dos aços bainíticos de alto carbono é necessário produzir bainita num amplo intervalo de tempo, no patamar isotérmico, para evitar a formação de uma microestrutura mista de bainita e martensita que possa favorecer a formação de trincas de têmpera e, consequentemente, reduzir a resistência ao impacto do material. A transformação bainítica da austenita ocorre em uma faixa de temperatura entre o início da transformação da martensita e as temperaturas de formação da ferrita e perlita (Reynolds, 1990). Nestas condições é possível a obtenção de morfologias provenientes de uma transformação global ou completa ou por morfologias que caracterizam uma transformação parcial ou incompleta. Na Fig. (1) é apresentado um esquema da curva cinética de uma transformação de fase, em patamar isotérmico, destacando-se as principais etapas nas quais ocorre a transformação bainítica incompleta de um aço. A transformação cessa quase que completamente e, assim, pode permanecer por longos períodos na temperatura de tratamento. O fenômeno de precipitação de carbonetos é retardado pela presença de elementos de liga.

2 Figura 1 Curva cinética da transformação bainítica incompleta, mostrando o fenômeno de estáse da reação. Fonte: Reynolds, Devido ao efeito de arraste de soluto há uma diminuição na velocidade de migração das interfaces, proposto por Kisman et al (1973) e aprimorado por Purdy et al (1995). Este efeito faz com que a migração de interfaces praticamente cesse, logo após a nucleação. Um super-resfriamento posterior pode permitir a nucleação de subunidades a partir da própria interface /, pelo processo de nucleação simpática. A nucleação simpática é interrompida pela partição de carbono para a austenita, provocando a diminuição do potencial para nucleação e a formação do patamar característico do fenômeno de estáse. As principais aplicações destes aços incluem: componentes forjados de vários tamanhos, desde pequenos parafusos e eixos de transmissão para veículos até grandes rotores para turbinas de geradores de energia. Outro campo de aplicações que está sendo cogitado é na fabricação de rodas para trens de carga e de alta velocidade para passageiros, bem como em outras aplicações que requerem de resistência ao desgaste, como pistas de mancais de rolamentos, especialmente em condições de baixa lubrificação (Barbacki, 1995; Castro, 2005; Peet, 2011). Diante deste contexto, nesse trabalho estudou-se a influência do manganês nos aspectos morfológicos e cinéticos da transformação bainítica em aços de alto carbono, austemperados à temperatura de 280ºC, utilizando-se as técnicas de caracterização microestrutural por microscopia óptica (MO) e eletrônica de varredura (MEV). 2. MATERIAIS E MÉTODOS Para o desenvolvimento do estudo foram utilizadas duas ligas de aço alto carbono, com composição levemente hipereutética, fundidas a partir de blocos Y no Setor de Fundição do Centro Universitário Tupy-UNISOCIESC, atendendo às especificações da norma ASTM A897. Buscando avaliar a influência do elemento manganês (Mn) variouse a composição química conforme apresentado na Tab. (1). Tabela 1 Teores dos principais elementos de liga nas ligas (A) e (B) Liga % C % Mn % Si % Ni % Cr % Mo (A) 0,85 1,50 1,48 0,50 1,30 0,30 (B) 0,85 1,98 1,51 0,48 1,38 0,30 Variaram-se, fundamentalmente, os teores de manganês (Mn) para avaliar seu efeito potencial na estabilidade da austenita ao longo das etapas do tratamento de austêmpera. Além do Mn outros elementos foram adicionados de maneira controlada que podem de maneira substancial exercer sua influencia dobre os comportamentos cinéticos e morfológicos da transformação de fase. A partir da área útil dos blocos fundidos, obtiveram-se tarugos com dimensões de 200x40x40mm que foram submetidos à conformação a quente, consistindo em dois passes com reduções de 50% e 30% nas temperaturas de 960±20 C e 870±20 C, no primeiro e segundo passe, respectivamente, obtendo-se como produto final chapas de 7 mm de espessura. A conformação foi realizada com o intuito de quebrar a estrutura bruta de fusão, condicionar a microestrutura de partida, resultando em um tamanho de grão de 10±2 mícrons. A partir das chapas obtidas foram usinados os corpos de prova (CP) com dimensões finais de 6x8x10mm, para a realização dos experimentos de tratamento térmico.

3 O ciclo de tratamento térmico consistiu em austenitizar as duas ligas à temperatura de 870 C por 1,0h, antecedido de pré-aquecimento a 450 C por 0,5h, seguido de um resfriamento controlado com estágio isotérmico a 280 C, com tempos de permanência que variaram entre 1min e 839h, conforme representado na Fig. (2). Figura 2 - Representação esquemática do tratamento térmico de austêmpera Após o tratamento de austêmpera, foram realizadas análises microestruturais por Microscopia Óptica (MO) e Eletrônica de Varredura (MEV). 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 no Laboratório de Materiais da UNISOCIESC. A análise por microscopia eletrônica de varredura (MEV) foi realizada em um microscópio da marca Shimadzu, modelo SSX-550 Superscan no Laboratório de Caracterização de Materiais da UEPG. Para obtenção das curvas de transformação de fase (TTT), para as duas ligas estudadas, foram realizadas simulações numéricas através do software JMatPro. Ao calcular e minimizar a energia livre de Gibbs de um sistema (delimitado pelo usuário), o software pode estimar a composição e as frações volumétricas das fases presentes. A confiabilidade dos resultados é função dos resultados disponíveis para os vários subsistemas envolvidos no cálculo. O JMatPro é capaz de prever cineticamente e termodinamicamente vários sistemas e constitui a base de modelagem cinética deste estudo. As referidas simulações foram realizadas no Instituto SENAI de Inovação em Laser, em Joinville- SC. 3. RESULTADOS E DISCUSSÕES 3.1 Aspectos Morfológicos da Transformação de Fase A análise morfológica irá descrever os principais estágios que ocorreram na transformação dos corpos de prova austemperados. Nos menores tempos de austêmpera entre 1min e 2h as microestruturas ficaram totalmente martensítica, não se evidenciou a presença de ferrita bainítica, isto se deve à presença de elementos de liga como Mn, Ni e Cr que deslocam as curvas TTT para a direita, retardando assim o início da nucleação da ferrita bainítica. A partir de 2h já é possível observar na Liga A com maior evidência feixes de ferrita bainítica na matriz, ainda composta por austenita e martensita, conforme Fig. (3), sendo que na Liga B não há evidências destes aspectos. Na Fig. (3-a) e (3-b) pode ser observado o início discreto da nucleação da ferrita bainítica a partir dos contornos da austenita prévia, que segundo Bhadeshia (2001), ocorre com a partição do carbono para a austenita, reduzindo a temperatura de início da transformação da martensita durante o resfriamento. Para a Liga B, com maior teor de manganês, a Fig. (3-b) ilustra o retardo no início da nucleação da nova fase, uma vez que a microestrutura apresentada ainda é constituída por uma matriz martensítica. Deve-se considerar o efeito inibidor do manganês na formação da ferrita durante o resfriamento, uma vez que estes minimizam um possível enriquecimento de carbono desta fase.

4 (a) (b) Figura 3 - Microestruturas de Amostras austemperadas a 2h, sendo (a) Liga A e (b) Liga B. Aumento em função da escala. A partir do tempo de 36h, observa-se que as ligas já estão com sua microestrutura predominantemente compostas de ferrita bainítica e austenita retida, as mesmas podem ser observadas na Fig. (4). Esta é a última etapa do processo de transformação de fase obtido neste trabalho, refere-se ao estágio de estáse proveniente do aumento da formação de bainita ao longo do tempo até o momento onde a transformação cessa devido à baixa energia livre das fases e a saturação de carbono na austenita. Na Fig. (4) as ligas apresentam uma microestrutura constituída por feixes de ripas de ferrita bainítica (maior fração volumétrica) imersos em uma matriz formada por blocos de austenita remanescente não transformado (em menor fração volumétrica). A Liga B, com maior teor de manganês, apresenta uma menor fração transformada de ferrita bainítica em comparação com a Liga A, devido à estabilização da austenita provocada pelo manganês, diminuindo assim a fração transformada. (a) (b) Figura 4- Microestruturas de Amostras austemperadas a 36h, sendo (a) Liga A e (b) Liga B. Aumento em função da escala. A Fig. (5) ilustra a microestrutura das ligas estudas em 839 horas de tratamento de austêmpera. Nestas micrografias é possível observar os produtos da transformação de fase, assim como no tempo de 36 horas, ferrita bainítica (estruturas aciculares) e austenita retida na forma de filmes e blocos, comprovando assim que a reação encontrasse na estáse do processo. A variação na fração transformada é insignificante, mantendo o volume da fase bainítica em menor quantidade na Liga B. Reforçando assim o efeito estabilizador da austenita e inibidor da formação de cementita, mesmo para tempos longos de tratamento.

5 (a) (b) Figura 5 - Microestruturas de Amostras austemperadas a 839h, sendo (a) Liga A e (b) Liga B. Aumento em função da escala. 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. Maiores detalhes da microestrutura das ligas podem ser observadas nas imagens da Fig. (6), obtidas por MEV. Na microestrutura da Fig. (6), pode-se observar a presença de austenita retida nas regiões de encontro de diferentes agrupamentos de feixes de ripas de ferrita bainítica (sigla ). Essa austenita retida, geralmente, possui forma triangular ou poliédrica e é chamada de austenita retida em blocos (sigla ). As quais são observadas na Fig. (3), sendo as regiões que aparecem como pequenas ilhas claras em meio aos agrupamentos de ripas de ferrita (fase escura). Na micrografia da Fig. (6), além de ilhas de austenita retida em blocos (), destaca-se a presença de regiões muito finas de austenita retida entre as ripas (subunidades) dos feixes de ferrita. Essa austenita é, comumente, chamada de austenita retida em filmes (sigla ARF). ARF ARF (a) (b) Figura 6 - Microestruturas de Amostras austemperadas a 839h, sendo (a) Liga A e (b) Liga 3. Aumento em função da escala. 3.2 Aspectos Cinéticos da Transformação Bainítica Incompleta 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 Eq. (1) conforme descrito por Ferreira et al (2012): Vv = 1 exp (-K.t n ) (1) No gráfico da Fig. (7) são apresentadas as curvas cinéticas características para as duas ligas estudadas, onde se pode avaliar a influência do manganês na fração transformada de ferrita bainítica em relação ao tempo de tratamento. A partir da análise das curvas cinéticas da Fig. (7) pode-se constatar que a liga B apresenta um pequeno atraso no início da nucleação de ferrita bainítica devido a presença de Mn. As curvas indicam uma maior taxa de transformação de fase e uma maior fração transformada para a liga A, com menor teor de manganês.

6 Figura 7 Curvas cinéticas da transformação de fase bainítica incompleta para a Liga A e Liga B austemperadas a 280 C. Para a liga B 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 observado através da Fig. (8), 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 (Santofimia, 2007). Figura 8 - 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. Fonte: Santofimia (2007). 3.3 Simulações da Cinética das Transformação Bainítica Os resultados das simulações, ilustrados na Fig. (9), indicam que a temperatura de início da transformação bainítica para Liga A, com menor teor de manganês, é de 410 C e para Liga B, com maior teor de manganês, de 390 C. Outra informação importante obtida pelas curvas TTT, refere-se ao tempo de início da transformação bainítica que para Liga A é cerca de 550 segundos e para Liga B cerca de 650 segundos. Também, constata-se o deslocamento para a direita das curvas em C do diagrama TTT na Liga B como consequência do maior teor de manganês, corroborando seu efeito retardador na decomposição da austenita em ferrita, conforme foi constatado por Bhadeshia (2001) e Santofimia (2007).

7 Figura 9 Diagramas TTT obtidos por simulação numérica: a) Liga A e b) Liga B Somando-se ao efeito do manganês no deslocamento para a direita das curvas TTT, na liga B, pode-se considerar o efeito do cromo, conforme o comportamento descrito no gráfico da Fig. (10). Figura 10 - Curvas esquemáticas TTT mostrando a influência do manganês para um aço médio carbono. Fonte: Bhadeshia (2001) 4. CONCLUSÕES A caracterização microestrutural mostrou, para a liga A, uma morfologia predominante martensita até o tempo de 1 hora de tratamento térmico, onde a partir do qual se dá o inicio da nucleação de ferrita bainítica nos contornos de grão austenítico. Para os tempos entre 2 até 20 horas, os produtos da decomposição da austenita foram ferrita bainítica, martensita e austenita não transformada na forma de blocos. Foi possível constatar a estáse da reação bainítica para tempos superiores a 20 horas, para a liga A, onde os produtos da transformação consistiu em feixes de ferrita bainítica, com fração volumétrica de aproximadamente 85%, associados à presença de blocos de austenita retida com menor fração volumétrica. Este comportamento cinético e morfológico foi observado ao longo de 820 horas, quando se deu o término do experimento. A caracterização microestrutural mostrou, para a liga B, uma morfologia predominantemente martensítica até o tempo de 4, iniciando-se posteriormente a nucleação da ferrita bainítica. A decomposição da austenita em ferrita bainítica aumentou gradativamente até 36 horas, tempo a partir do qual verificou-se o início do fenômeno da estáse, mantendo-se em um intervalo de 800 horas até o final de experimento, com frações transformada de ferrita bainítica de aproximadamente 77% e austenita retida na forma de blocos. Constatou-se através dos dados experimentais que a liga B, contendo maior teor de manganês, apresenta maior deslocamento para a direita das curvas em C do diagrama TTT, em relação à lia A, que se correspondem com os dados obtidos a partir das análises cinéticas realizadas com o auxilio da simulação numérica. 5. 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 e ao Conselho Nacional de Desenvolvimento Científico e Tecnológico (CNPq) pela concessão de bolsas de estudos.

8 6. REFERÊNCIAS Barbacki, A., 1995, The role of bainite mechanical properties of steels, Elsevier Journal of Materials Processing Technology, No. 53, pp Bhadeshia, H.K.D.H., 2001, Bainite in Steels, IOM Communications Ltd, London, Ed.2, 454 p. C.C.; Castro, M.I; Vélez, J.M; Toro, A., 2005, Unlubricated Sliding Wear of Pearlitic and Bainitic Steels, Wear, Vol. 259, pp Ferreira, H.M., Ramos, S.D.; Rabelo, A., Batista, L.N., 2012, Aspectos cinéticos e microestruturais da transformação bainítica incompleta em ferros nodulares austemperados, Rem: Revista Escola de Minas, Escola de Minas de Ouro Preto, Vol. 65, No. 2, pp Fielding, L. C. D., 2014, Understanding toughness and ductility in novel steels with mixed microstructures, Ph.D. thesis University of Cambridge, Cambridge, UK. Kisman, K.R., Aaronson, H.I., 1973, Influence of Al, Co, Si upon the kinetics of the proeutectoid ferrite reaction, Metallurgical Transaction, Vol. 4, No. 4, pp Altuna, M.A., Gutiérrez, I., 2005, Relación microestructura comportamiento mecánico em estructuras bainítica, Revista de Metalurgia, Madrid, Vol. 41, pp Peet, M. J., Hill, P., Rawson, M., Wood, S., Bhadeshia, H.K.D.H., 2011, Fatigue of extremely fine bainite, Materials Science and Technology, No. 01, Vol. 27, pp Purdy, G.R., Brechet, Y.J.M., 1995, A solute drag treatment of the effect of alloying elements on the rate of the proeutectoid ferrite transformation in steels, Acta Metallurgica et Materialia, Vol.43, pp Reynolds, W.T., LI, F.Z., Shui, C.K., Aaronson, H.I., 1990, The incomplete transformation phenomenon in Fe-C-Mo alloys, Metallurgical Transactions A, Vol. 21A, pp Santofimia, N. M. J., 2007, La transformación bainítica sin formaciónde carburos en aceros, Ph.D. tesis. Universidad Complutense Madri, España. 7. DIREITOS AUTORAIS Os autores são os únicos responsáveis pelo conteúdo do material impresso incluídos neste trabalho. EFFECT OF MANGANESE IN MORPHOLOGY AND KINETIC OF THE BAINITIC TRANSFORMATION OF HIGH CON STEEL Vitor Ogliari, vitu.ogliari@gmail.com 1 Rafael Felipe Fronza dos Santos, rafaelfelipefronza@gmail.com 1 Daniele da Silva Ramos, danielesilvaramos@gmail.com 2 Carlos Augusto Silva de Oliveira, carlos.a@ufsc.br 2 Modesto Hurtado Ferrer, ferrer.m.h@ufsc.br 3 Edson Costa Santos, edson.costasantos@gmail.com 4 1 Centro Universitário Sociesc - UNISOCIESC, Rua Albano Schmidt, 3333, Boa Vista, Joinville-SC, Universidade Federal de Santa Catarina, Campus Universitário, Trindade, Florianópolis-SC, Universidade Federal de Santa Catarina, Rua Dr. João Colin, 2700, Santo Antonio, Joinville-SC, Instituto SENAI de Inovação em Laser, Rua Arno Waldemar Döhler, 957, Zona Industrial, Joinville SC,

9 Abstract: The bainitic steels with high carbon content and carbide-free are materials able to meet high demands in service due to good combination of mechanical properties. These materials are obtained by thermomechanical processing with a final microstructure composed of bainitic ferrite and retained austenite. The presence of carbides in these steels can reduce fracture toughness, when compared to conventional steels quenched and tempered. The addition of manganese (Mn) stabilizes the austenite these materials and retards the precipitation of cementite. In this work were studied two cast alloys and shaped hot manganese content of 1.50% and 1.98%, in order to determine its effect on the morphology and the kinetics of bainite transformation performed by austempering at 280 C for times ranging of 1min 839h. The critical temperatures of phase transformations were determined from simulations using the JMat-Pro software. For morphological characterization and evaluation of phase transformation kinetics we used the optical microscopy (OM) and scanning electron microscopy (SEM). Morphological analysis showed three stages of processing stages: fully martensitic microstructure; multiphase microstructure consisting of ferrite bainite, martensite and retained austenite; microstructure consisting of ferrite and retained austenite bainite due to stasis of bainitic reaction. The kinetic curve of phase transformation in the alloy B, more manganese showed increased right shift, confirming the role of this element in the beginning of the bainitic ferrite nucleation, thereby increasing contributing to increasing the volume fraction of retained austenite mainly in block form. The alloy B stasis in the region of bainitic reaction showed lower bainitic ferrite fraction (76%) compared to Alloy A (85%) In addition, the time to reach stasis (36h) was greater when compared to alloy A (16h). Keywords: Bainitic steel, bainitic ferrite,manganese,bainitic transformation..

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