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1 SOCIEDADE EDUCACIONAL DE SANTA CATARINA – SOCIESC INSTITUTO SUPERIOR TUPY - IST LUANA DA SILVA MARTINS TRANSFORMAÇÃO BAINÍTICA DURANTE TRATAMENTO ISOTÉRMICO A 370OC, EM AÇOS DE ALTO CARBONO CONTENDO TEORES VARIÁVEIS DE Si, Mn E Ni Joinville 01/2013 2 LUANA DA SILVA MARTINS TRANSFORMAÇÃO BAINÍTICA DURANTE TRATAMENTO ISOTÉRMICO A 370OC, EM AÇOS DE ALTO CARBONO CONTENDO TEORES VARIÁVEIS DE Si, Mn E Ni Trabalho apresentado ao Instituto Superior Tupy, como requisito parcial para a aprovação na disciplina de Trabalho de Conclusão de Curso em Engenharia Mecânica. Orientador: Prof. Dr. Modesto Hurtado Ferrer Joinville 01/2013 3 LUANA DA SILVA MARTINS TRANSFORMAÇÃO BAINÍTICA DURANTE TRATAMENTO ISOTÉRMICO A 370OC, EM AÇOS DE ALTO CARBONO CONTENDO TEORES VARIÁVEIS DE Si, Mn E Ni BANCA AVALIADORA Prof. Dr. Modesto Hurtado Ferrer - IST (Orientador) Prof. MSc Vitor Ogliari – IST (Avaliador Interno) Profa. MSc Daniele Silva Ramos – IST (Avaliadora Interna) Rosenilda Souza – IST (Avaliadora Interna) 4 DEDICATÓRIA Dedico este trabalho aos meus pais Osvaldo da Silva Martins e Zenilde Augusta Martins, aos meus irmãos Sheila e Douglas da Silva Martins, amigos e equipes de professores e acadêmicos da SOCIESC. 5 AGRADECIMENTOS Agradeço a todos que colaboraram para efetivação deste trabalho, ao meu professor orientador Modesto Hurtado Ferrer, a professora Daniele da Silva Ramos, ao meu co- orientador Vitor Ogliari, aos laboratoristas Wagner e Felipe e ao apoio de serviços de tratamento térmico da Sociesc, em especial ao Luiz Fernando Dagostim, por todo apoio e acompanhamento durante todo o desenvolvimento do projeto e aos colegas de classe que juntos, conquistamos mais esta etapa. 6 "Sofremos demasiado pelo pouco que nos falta e alegramo-nos pouco pelo muito que temos." (W.Shakespeare) 7 RESUMO Atualmente o contínuo aumento do número de passageiros e do volume da carga transportada criaram condições necessárias para acelerar as falhas nos principais componentes dos vagões (eixos e rodas) e na via permanente (trilhos), exigindo a utilização de novos conceitos de materiais. Nas últimas décadas tem-se evoluído muito no desenvolvimento dos aços microligados para estes fins e, mais recentemente, dos aços bainíticos. Neste projeto estudaram-se quatro ligas de aços bainíticos de alto carbono com teores diferentes de Si, Mn e Ni, as quais foram austemperadas após de serem laminadas a quente. A austêmpera foi realizada em forno com banhos de sais a 3700C, por tempos que variaram de 1 a 72 h. As amostras de cada uma das ligas, tratadas sob estas condições, foram caracterizadas com o auxilio de microscopia óptica e microdureza Vickers bem como com microscopia eletrônica de varredura, em alguns casos. Foi possível constatar, uma microestrutura mista, em todos os aços e condições experimentais, constituída por feixes de ripas de ferrita bainítica, imersos em uma matriz predominantemente martensítica. Nos três arranjos de liga estudados, foi verificado o efeito da composição química na cinética da transformação bainítica. Na liga contendo o maior teor de silício a curva cinética mostrou uma tendência de deslocamento para maiores velocidades de transformação, associada a uma taxa de transformação mais elevada, reafirmando o efeito favorável do silício na cinética da transformação bainítica. Nas ligas contendo os maiores teores de Mn e Ni, para tempos de até 24 horas, a curva cinética mostrou uma tendência para uma maior velocidade de transformação, reafirmando o efeito do manganês no sentido de retardar a formação de ferrita bainítica, após este tempo constata-se uma reversão de comportamento que pode estar associada à presença de partículas de austenita retida. Palavras-chave: Aços Bainíticos, transformação de fase, bainita, austenita retida. 8 ABSTRACT Currently the continuous increase in the number of passengers and amount of cargo created necessary conditions to accelerate the flaws in the main components of cars (axles and wheels) and permanent way (track), requiring the use of new concepts of materials. In the past decades much has evolved in the development of microalloyed steels for these purposes and, more recently, the bainitic steels. In this project we studied four alloys bainitic steels with high carbon content different from Si, Mn, and Ni, which have been austempered after being hot rolled. The austempering was carried out in oven at 3700C salt baths for times that ranged from 1 to 72 hours. Samples of each of the alloys treated under these conditions, were characterized with the aid of optical microscopy and Vickers hardness as well as scanning electron microscopy, in some cases. It was possible to observe a mixed microstructure in all steels and experimental conditions consisting of bundles of strips of bainitic ferrite immersed in a predominately martensitic matrix. In the three arrangements alloy studied was to determine the effect of chemical composition on the kinetics of the bainitic transformation. In the alloy containing higher content of silicon kinetic curve showed a trend to higher speed shift processing associated with a higher rate of transformation, confirming the positive effect of silicon on the kinetics of the bainitic transformation. In the alloys containing higher concentrations of Mn and Ni, for times up to 24 hours, the kinetic curve showed a trend toward higher-speed processing, confirming the effect of manganese in order to retard the formation of bainitic ferrite after this time notes a reversion of behavior which may be associated with the presence of retained austenite particles. Keywords: Bainitic steels, phase transformation, bainite, retained austenite. 9 LISTA DE ILUSTRAÇÕES E TABELAS Tabela 1 - Comparação entre propriedades mecânicas de aços fabricados conforme a norma AAR e aços modificados......................................................................................17 Figura 1 - Microestrutura de Aço Baínitico livre de carbonetos: a) micrografia eletrônica de transmissão de placas de ferrita bainítica separadas por filmes de austenita estável. b) micrografia óptica que mostra grandes blocos de austenita não transformada..........24 Figura 2 - Modelo descritivo da cinética de transformação bainítica, mostrando a ocorrência de nucleação de ripas de ferrita bainítica a partir do contorno de grão da austenita, crescimento das ripas (ou subunidades) e nucleação repetida de ripas sucessivas.......................................................................................................................28 Figura 3 - Diagrama esquemático das etapas do tratamento térmico de austêmpera Sendo: γ - austenita; αB - ferrita bainítica; γRem - austenita remanescente.................30 Figura 4 - Diagrama esquemático da cinética global da transformação bainítica mostrando o fenômeno de estase da reação..................................................................31 Figura 5 - Representaçãoesquemática dos mecanismos de formação e de transição entre bainita superior e bainita inferior ........................................................................... 32 Tabela 1 - Composição química das ligas.......................................................................35 Figura 6 - Representação esquemática do experimento de tratamento térmico.............37 Tabela 3 - Especificação dos parâmetros do tratamento isotérmico e identificação dos corpos de prova para cada material................................................................................38 Figura 7. MO: microestrutura dos aços bainíticos após laminação a quente seguida de resfriamento ao ar. a) Aço B1 (1,5Si-1,5Mn-0,5Ni); b) Aço B2 (1,9Si-1,5Mn-0,5Ni); c) Aço B3 (1,5Si-2,0Mn-0,5Ni); d) Aço B4(1,5Si-1,5Mn-1,85Ni). Perlita fina, bainita e martensita. Lê Pera, 1000X.............................................................................................41 Figura 8. a) Representação do diagrama de resfriamento contínuo de aços bainíticos (b) Morfologias comumente observadas em aços bainítico em função das condições do resfriamento.....................................................................................................................43 10 Tabela 4 - Percentual de fases aciculares formadas a 3700C em função do tempo de austêmpera......................................................................................................................44 Figura 9 - Curvas que representam o aspecto da cinética da transformação bainítica durante austêmpera a 3700C em aços de alto carbono contendo teores variáveis de Si, Mn e Ni............................................................................................................................45 Figura 10 - Evolução da transformação bainítica em ligas Fe-0,3C, Fe-0,3C-1Mn y Fe- 0,3C-2Mn. (a) Diagrama de energia de ativação em função do tempo; (b) Curva cinética da transformação bainítica..............................................................................................47 Figura 11 - Curvas que representam o efeito do Ni na cinética da transformação bainítica durante austêmpera a 3700C...........................................................................48 Figura 12 - MO: a) aspectos morfológicos da transformação de fase no aço bainítico B1 (1,5Si-1,5Mn-0,5Ni) austemperado a 3700C por 8h. b) sítios preferenciais onde ocorre a nucleação de ferrita bainítica na amostra do aço B2 tratada por 8h. Lê Pera, 1000X....49 Figura 13 - MEV: aspectos morfológicos da transformação de fase no aço bainítico B1 (1,5Si-1,5Mn-0,5Ni) austemperado a 3700C por 36 horas. Nital 2%..............................50 Figura 14 - MO: aspectos morfológicos da transformação de fase em aços bainíticos austemperados a 3700C por 36 horas. a) Aço B1 (1,5Si-1,5Mn-0,5Ni); b) Aço B2 (1,9Si- 1,5Mn-0,5Ni); c) Aço B3 (1,5Si-2,0Mn-0,5Ni); d) Aço B4(1,5Si-1,5Mn-1,85Ni). Perlita fina, bainita e martensita. Lê Pera, 1000X......................................................................51 11 SUMÁRIO 1 INTRODUÇÃO.............................................................................................................12 1.1 OBJETIVOS ........................................................................................................ 155 1.1.1 Objetivo Geral ................................................................................................... 155 1.1.2 Objetivos Específicos........................................................................................ 155 2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA ................................................................................ 165 2.1 AÇOS PARA RODA FERROVIÁRIA: CONCEPÇÃO E PROCESSAMENTO..........16 2.1.1 Efeito dos elementos de liga,na microestrutura e propriedades mecânicas.18 2.2 AÇOS BAINÍTICOS DE ALTO CARBONO ISENTOS DE CARBONETOS ........... 211 2.2.1 Aspectos cinéticos da transformação Bainítica................................................25 2.2.2 Aspectos cinéticos da transformação bainítica incompleta............................29 2.2.3 Aspectos morfológicos da transformação bainítica nos aços........................32 3 MATERIAIS E MÉTODOS...........................................................................................35 3.1 MATERIAIS...............................................................................................................35 3.2 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL........................................................................37 3.3 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL............................................................39 4 RESULTADOS E DISCUSSÃO...................................................................................41 4.1. ASPECTOS MICROESTRUTURAIS E ANÁLISES QUANTITATIVA DE FASES...41 4.2. ESTUDO DA CINÉTICA DA TRANSFORMAÇÃO BAINÍTICA................................44 4.3. ESTUDO DA MORFOLOGIA DA TRANSFORMAÇÃO BAINÍTICA.........................49 6 CONCLUSÕES............................................................................................................53 6 SUGESTÕES PARA FUTUROS TRABALHOS..........................................................55 7 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS............................................................................56 ANEXO I: Mapa de transformações de fase................................................................61 12 1 INTRODUÇÃO Nos últimos séculos o desenvolvimento do sistema ferroviário impulsionou um grande avanço tecnológico, possibilitando um substancial crescimento em diversas áreas da engenharia. Em poucas décadas, as ferrovias se tornaram o principal meio de transporte, tendo um aumento contínuo no número de passageiros assim como no volume da carga transportada. Atualmente, o Brasil possui cerca de 30.000 km de trilhos destinados ao transporte de cargas, o que é pouco se fosse considerados os 8,5 milhões de km2 de área de todo o território nacional. A densidade da malha brasileira é de 3,5 km de linha para cada 1000 km2 de área, uma baixa cobertura ferroviária se comparado a países como Estados Unidos (com densidade de malhas de 21,3 km) ou Alemanha (com densidade de malha de 130,3 km) (GALDINO, 2009). Alguns estudos apontam para uma mudança de cenário até 2015. A perspectiva é de construção de mais 4.100 km de trilhos. O Brasil ainda concentra 58% do transporte de cargas nas rodovias, sendo que as ferrovias aparecem com 28% dessa demanda. Não obstante, dados da Associação Nacional dos Transportadores Ferroviários (ANTF), afirmam que o Brasil transportou no ano de 2008 cerca de 459,7 milhões de toneladas úteis. Entre 1997 e 2008, a movimentação de cargas pelas ferrovias cresceu 81,5%. De acordo com a Fundação Getúlio Vargas (FGV), a quantidade de carga transportada pelas ferrovias passará para 765 milhões de toneladas até 2015 (VILLAS BOAS, 2009), (GALDINO, 2009). Assim como em outros setores da economia, o setor de transporte ferroviário principalmente voltado ao transporte de minério de ferro tem buscado uma maior competitividade de seus produtos e serviços. Desta forma, a redução de custo é imperativa. Uma das maneiras de reduzir custos é através do aumento da carga transportada por eixo, do tamanho do trem ou da velocidade no trajeto. Se, por um lado, tem-se uma redução de custo uma vez que a mesma composição transporta mais carga e em menor tempo, por outro lado aumenta o custo de manutenção corretiva, uma vez 13 que aceleram as falhas nos componentes dos vagões (eixos e rodas)e na via permanente (trilhos) (BERETTA; GHIDINI; LOMBARDO, 2005). Entretanto, uma vez que a segurança de operação é o fator mais importante na ferrovia, à redução de custo na fabricação de seus componentes em momento algum deve afetar a confiabilidade dos produtos, pois é conhecido que as falhas no setor ferroviário geram elevados prejuízos financeiros, danos ambientais, algumas vezes irreparáveis, perdas de vidas humanas e atrasos nas entregas de cargas e transporte de passageiros. Tal como os outros componentes, o sistema roda-trilho ou roda-trilho-sapata de freio é sensivelmente afetado por esses aumentos de esforços. Assim como os trilhos na via permanente, as rodas representam destacadamente o maior custo na manutenção do material rodante e a principal causa da retenção de vagões para manutenção corretiva (ALVES, 2000). Cummings (CUMMINGS, 2009), afirma que para melhorar o desempenho das rodas ferroviárias e aumentar a sua vida, um dos fatores mais importantes é a melhoria das propriedades mecânicas fundamentais (limite de escoamento, limite de resistência à tração, alongamento específico até à fratura e outras). Se o aço da roda for desenvolvido para ter alto limite de escoamento e alta dureza em temperaturas elevadas, a remoção de rodas por defeitos na pista de rolamento poderá ser reduzida (LONSDALE, 2010). As propriedades mecânicas dos materiais utilizados na fabricação de rodas ferroviárias dependem basicamente da composição química e da condição metalúrgica do aço bem como dos controles do processamento termomecânico durante a fabricação da roda (FERREIRA, 2009; CHIAVERINI, 2008). Durante anos, houve poucas mudanças no desenvolvimento de novos tipos de aços para aplicação em rodas ferroviárias. Entretanto, nas últimas décadas tem-se evoluído muito em relação aos aços microligados e, mais recentemente, nos aços bainíticos livres de carbonetos. Sabe-se que nestes aços, a presença de carbonetos produz efeitos prejudiciais na tenacidade à fratura, quando comparados com os aços convencionais temperados e revenidos, pelo 14 que seu processamento requer de controle para a precipitação desses compostos (BHADESHIA, 2005). A ausência dos carbonetos nos aços bainíticos implica em microestruturas mais resistentes à falha por clivagem e à formação de vazios, constituída por constituintes bainíticos (BHADESHIA, 2001). Nesse sentido, o exemplo mais característico de estruturas com constituintes bainíticos isenta de carbonetos são os ferros fundidos nodulares austemperados, nos quais as altas resistências à fadiga mecânica obtidas são atribuídas em parte à estrutura de ausferrita - bainita sem carbonetos ou ferrita bainítica, (CARMO, 2011; KOVACS, 1986). Por outro lado, se sabe que a formação de carbonetos durante a transformação bainítica dos aços pode ser inibida com a adição de elementos de liga. Esse fenômeno é conhecido como “estase da transformação bainítica” ou como o fenômeno da transformação interrompida, através do qual se promove a formação de ferrita bainítica e de austenita retida enriquecida de carbono. A estase pode estar associada à separação entre as curvas em C da bainita e da ferrita/perlita e à existência de uma baía na curva TTT destes materiais (GOLDENSTEIN, 2002). O cenário apresentado, portanto, abre interessantes perspectivas para o estudo da transformação bainítica em aços de alto carbono com combinações de elementos de ligas, tais como: silício, manganês, cromo, níquel e molibdênio, para atender os requisitos para a fabricação de rodas ferroviárias e para garantir o desempenho em serviço destes componentes. 15 1.1 OBJETIVOS 1.1.1 Objetivo Geral Estudar a cinética e morfologia da transformação bainítica em aços de alto carbono, contendo teores variáveis de silício, manganês e níquel, durante o tratamento isotérmico a 370oC. 1.1.2 Objetivos Específicos Os objetivos específicos propostos neste trabalho são: Caracterizar a morfologia dos produtos da transformação bainítica em aços de alto carbono, contendo teores variáveis de Si, Mn e Ni, com o auxilio de microscopia óptica e microdureza Vickers; Determinar experimentalmente a fração transformada de austenita em constituintes bainíticos, em função do tempo, durante o tratamento de austêmpera a 3700C; Avaliar a influência do Si, Mn e Ni na cinética da transformação bainítica durante o tratamento de austêmpera a 3700C. 16 2 REVISÃO BIBLIOGRÁFICA 2.1 AÇOS PARA RODA FERROVIÁRIA: CONCEPÇÃO E PROCESSAMENTO Segundo a norma técnica AAR (AAR M-107, 2009), que padroniza o processo de fabricação e a composição química dos aços para rodas ferroviárias, existem dois tipos básicos de rodas ferroviárias: as rodas forjadas e as rodas fundidas. Ainda, segundo a AAR (AAR M-107, 2009), as rodas ferroviárias forjadas e fundidas, são tradicionalmente feitas de aço com alto e médio teor de carbono e, dependendo das condições de serviço, se dividem em 4 classes de aplicações: Classe L: C(máximo) = 0,47(%p), com dureza de (197 – 277) BHN, para aplicações em altas velocidades e condições severas de frenagem. Classe A: C = 0,47 – 0,57 (%p), com dureza de (255 – 321) BHN, para aplicações em altas velocidades e condições severas de frenagem com cargas moderadas. Classe B: C= 0,57 – 0,67(%p), com dureza de (302 – 341) BHN, para aplicações em altas velocidades com condições severas de frenagem e altas cargas. Classe C: C= 0,67 – 0,77(%p), com dureza de (321 – 363) BHN, para aplicações em baixas velocidades, condições leves de frenagem e altas cargas. Os aços microligados vêm sendo desenvolvidos desde o início da década dos 70. Nestes aços são adicionadas pequenas quantidades (menores que 0,1% em massa) de elementos de liga (origem do termo “micro”) que melhoram muito as propriedades mecânicas, a resistência ao desgaste e a temperabilidade do material. Os elementos de liga mais comuns nos aços microligados são, vanádio, nióbio e titânio (MINICUCCI, 2003). Além destes, outros elementos de liga, tais como: o cromo e o silício, podem aumentar a temperatura de início da austenita e reduzir a temperatura de formação da martensita fazendo com que a zona termicamente afetada diminua e a martensita ocorra somente em condições mais severas (VILLAS BOAS, 2010), (LONSDALE, 2005). 17 O desenvolvimento de aços bainíticos de baixo carbono, usando composições com teor de carbono na faixa de 0,10 a 0,15 %, foi uma tentativa de produzir aços cuja resistência ao escoamento passasse de 450 para 900 MPa, mantendo boa soldabilidade e resistência ao impacto. Os aços bainíticos são de baixo carbono e neles se impede a formação de martensita. Eles possuem uma tenacidade maior que os aços perlíticos (estrutura principal dos aços carbonos para rodas ferroviárias). A Tabela 1 compara as principais propriedades mecânicas dos aços microligados e bainíticos, onde: B e C – Aços fabricados conforme a norma AAR-M-107, nas classes B e C; MB e MC – Aços fabricados conforme a norma AAR nas classes B e C, porém microligados; I e H – Aços bainíticos de baixo carbono. Tabela 1. Comparação entre propriedades mecânicas de aços fabricados conforme a norma AAR e aços modificados FONTE: (CONSTABLE, 2004) A análise da tabela aponta as vantagens dos aços microligados em relação aos convencionais temperados e revenidos. Os aços microligados possuem vantagens mais significativas ainda, pois com baixos teores de carbono conseguem-sedureza e tenacidade superiores ao da classe C da AAR e dos microligados. No entanto, os bainíticos de baixo carbono possuem vantagens mais significativas ainda, pois com baixos teores de carbono conseguem dureza e tenacidade superiores à classe C da AAR e dos microligados. Recentemente, novos aços bainíticos com teores de carbono mais elevados, contendo Si, Mn, Cr, Ni e Mo, vêm sendo desenvolvidos por processos de fundição seguidos de tratamento térmico isotérmico de austêmpera. A austêmpera vem sendo 18 realizada por tempos muito longos, de modo a obter uma significativa fração de agregados bainíticos (ferrita bainítica isenta de carbonetos e austenita retida) ao utilizar uma temperatura de transformação mais baixa e ao utilizar o efeito retardador do silício na precipitação de cementita (CORDINE, 2013). Por outro lado, sabe-se que durante o resfriamento contínuo (após o trabalho a quente) a bainita se forma em um amplo intervalo de taxas de resfriamento, e, além disso, a curva de transformação bainítica apresenta a parte superior achatada, de modo que a temperatura de transformação é constante nessa ampla faixa de taxas de resfriamento. Isso traz como resultado que a resistência mecânica se mantenha constante para uma ampla variedade de dimensões transversais da peça e, conseqüentemente, resistência mecânica de peças com grandes dimensões resfriadas ao ar sofre pouca variação (CORDINE, 2013). No caso dos aços bainíticos de alto carbono é necessário produzir bainita num amplo intervalo de taxas de resfriamento, sem a formação de martensita, de modo a evitar a formação de trincas de têmpera que, consequentemente, reduzem a resistência ao impacto dada à microestrutura mista de bainita e martensita. Uma das dificuldades no uso dos aços bainíticos na fabricação de rodas ferroviárias é a temperatura de forjamento e laminação e o condicionamento da austenita para a transformação de fase por resfriamento contínuo. A faixa ideal para a conformação a quente destes materiais é muito estreita e o seu controle, associado ao dos outros parâmetros do processo (grau de deformação e taxa de deformação), tem que ser muito preciso de forma a garantir o compromisso entre a microestrutura e o comportamento microestrutural destes aços, (VILLAS BOAS, 2009), (MINICUCCI, 2003). 2.1.1 Efeito dos elementos de liga na microestrutura e propriedades mecânicas dos aços para rodas ferroviárias. Os elementos de liga, tais como: Cr, Mo, Mn, Si e Ni, de maneira geral, tornam mais lenta a difusão do carbono na estrutura do ferro, atrasando a transformação da austenita para a ferrita. A temperabilidade do aço é, portanto, aumentada e a martensita pode ser produzida em taxas de resfriamentos menores. 19 O carbono é o principal elemento químico do aço, tem efeito direto na faixa de temperatura em que ocorre a transformação bainítica. A temperatura da transformação da bainita pode ser reduzida por alguns elementos de liga, porém é o carbono que exerce o maior efeito sobre esta. Apresenta maior solubilidade na austenita que na ferrita, auxiliando na estabilidade da austenita. A sua concentração é um dos fatores mais importantes, do qual depende a estabilidade da austenita, pois dependendo da sua quantidade é possível se ter austenita retida a temperatura ambiente (BLECK, 2002). O Molibdênio melhora a austemperabilidade da liga, permitindo taxas de resfriamento maiores e evita a formação da perlita. Tem efeito de arrasto de soluto, resultando no retardo da recristalização e da precipitação de átomos de impureza. Aumenta a solubilidade de carbono na austenita, devido à diminuição da força motriz da precipitação. Este também melhora a resistência à fadiga e propriedades magnéticas da liga. O molibdênio exerce efeito sobre o revenimento. Quando o aço é revenido, o aumento da ductilidade é acompanhado pela perda de resistência. Este efeito é muito pronunciado no aço carbono. Uma importante função dos elementos de liga é diminuir a perda de resistência no revenimento. Através da sua capacidade de formar carbonetos, o molibdênio combinado com cromo e vanádio é muito eficiente em atrasar a perda de resistência durante o revenimento enquanto aumenta a tenacidade à fratura. A estrutura resultante, martensita revenida, é muito resistente e com um aceitável nível de tenacidade (IMOA, 2010). O principal efeito do molibdênio na microestrutura é alterar a morfologia da perlita e introduzir a bainita superior como uma substituição parcial da perlita. Considerando os valores de resistência individual da perlita e da bainita similares, propõe-se que o aumento de resistência é devido à solução sólida resultante (KEY TO METALS, 2010). Lonsdale (LONSDALE, 2010) relata que a adição de molibdênio, cromo e silício resultou em melhoria nas propriedades mecânicas do aço em desenvolvimento (dureza e limite de escoamento em temperaturas elevadas) em relação ao aço classe C da norma AAR. Sakamoto (SAKAMOTO, 2000) estudou o efeito do carbono, manganês e refinamento de grão com alumínio para se obter um alto valor de tenacidade à fratura e com isso prevenir fraturas em rodas ferroviárias. Concluiu que, com o aumento do carbono, o valor da tenacidade à fratura diminui e o aumento da relação 20 manganês/carbono melhora a tenacidade à fratura. Clayton (CLAYTON, 1980) estudou a relação entre desgaste em ensaio de pino contra disco e a composição química do aço. Segundo o autor, as adições de elementos de liga reduzem o percentual de ferrita livre na microestrutura e possibilitam a obtenção de microestruturas perlíticas com menores teores de carbono, uma vez que adições de elementos como o manganês, molibdênio, vanádio e cromo deslocam o ponto eutetóide do sistema ferro-carbono para a esquerda, ou seja, aumenta a fração volumétrica da perlita para teores menores de carbono. O manganês atua ainda no sentido de reduzir a temperatura de reação eutetóide, o que favorece a obtenção da perlita fina (redução do espaçamento interlamelar). O silício atua na microestrutura através do aumento da resistência da ferrita por formação de solução sólida. Ainda, o manganês tende a diminuir a temperatura Ms (início da transformação da martensita), é um estabilizador da austenita, contribuindo com o volume de fração volumétrica de austenita retida. Este elemento aumenta a solubilidade do carbono na austenita, deslocando a curva da formação da bainita para a direita, aumentando assim a taxa de resfriamento. Makino (MAKINO, 2002) em ensaio de disco contra disco para simular desgaste de roda ferroviária sobre trilho, testou os aços classe A, B e C da norma AAR M-107 e um quarto aço classe B com adição de silício. Concluiu que o aço classe B com adição de silício foi o que teve maior vida (definida pelo número de ciclos) e o aço classe A teve a menor vida. Verificou também que a resistência à fadiga de contato aumenta com a elevação da dureza do aço. Kristan (KRISTAN, 2004) estudou um aço com adição de silício e cromo. O silício foi escolhido pela sua habilidade de aumentar a temperatura do início da austenita, inibindo a formação da fragmentação e o cromo pela sua capacidade de aumentar a temperatura de austenitização durante o aquecimento. Por outro lado, o silício é um dos elementos mais significativos e importantes na composição do aço, devido retardar a formação de carbonetos (BARBACKI, 1995). Este elemento expulsa o carbono em solução sólida na austenita aumentando sua difusão na ferrita, e sendo o silício pouco estável na cementita, retarda a precipitação de carbonetos durante a transformação bainítica. Posteriormente favorecendo asegregação do carbono que estava na ferrita para a austenita remanescente. Este fenômeno é o que 21 ocorre durante a transformação bainítica incompleta (BLECK, 2002). Testes de campo foram efetuados para se determinar a formação de martensita nas rodas de teste, em comparação com rodas classe C da norma AAR M-107. O resultado foi que as rodas com liga de silício-cromo produziram um aumento da resistência à formação de martensita durante o escorregamento, que gerou uma redução de 28% em área e de 43% na espessura da martensita formada em relação às rodas classe C da norma AAR M-107. Villas Boas (VILLAS BOAS, 2009) ainda em sua revisão bibliográfica relata que os elementos de liga que formam com a ferrita solução sólida, melhoram o comportamento da microestrutura, pois atuam como barreiras para a movimentação das discordâncias. Sobre o espaçamento interlamelar da perlita, ele concluiu que quanto menor o espaçamento, maior a resistência ao desgaste. Isso se deve ao fato que menores espaçamentos lamelares proporcionam uma maior dureza para a microestrutura. A explicação para esse fato é que quanto menor o espaçamento interlamelar, menor a distância que uma discordância percorre na ferrita, sendo imediatamente bloqueada pela cementita. Comparando a perlita com outras microestruturas de aços de roda, o referido pesquisador relatou ser a perlita fina a microestrutura que melhor se comporta face os efeitos combinados de cargas térmicas e mecânicas. O níquel é um elemento que aumenta a austemperabilidade, auxiliando na diminuição considerável da velocidade de resfriamento. Quando o níquel esta ligado ao cromo, ele torna o aço resistente à corrosão e ao calor, também contribui para o refino de grão e um fato importante é que ele não é formador de carbonetos (BARBACKI, 1995). 2.2 AÇOS BAINÍTICOS DE ALTO CARBONO ISENTOS DE CARBONETOS Os aços bainíticos com alto teor de carbono têm como característica principal o aumento considerável da dureza do material, por isso geralmente são utilizados quando se requer de um bom desempenho de resistência mecânica. Após a obtenção da bainita o material passa a ter elevada dureza, porém a resistência ao impacto pode se ver comprometida devido à presença de carbonetos, 22 neste caso a cementita. O aumento da resistência mecânica da bainita pode ser proveniente dos mecanismos de endurecimento por solução sólida, do aumento da densidade de discordâncias e/ou do endurecimento por precipitação de carbonetos. A quantificação do efeito destes mecanismos na resistência da bainita resulta ser um exercício complexo devido a que em muitas ocasiões os mecanismos microestruturais acabam interagindo entre eles. Em relação à tenacidade a correlação entre microestrutura e propriedades mecânicas é muito mais complexa. Um fator importante neste caso é estabilidade mecânica da austenita retida, pois caso a mesma se transforme em martensita, diminui- se a tenacidade do material. Segundo o Barbacki (BARBACKI, 1995) o alongamento dos aços bainiticos é muito sensível ao teor de austenita retida, alcançam-se melhores resultados quando a austenita se apresenta na forma de filmes entre as subunidades da bainita (BARBACKI, 1995). Também, é necessário conhecer a distribuição e o tamanho das fases presentes, pois o tamanho dos carbonetos ou de partículas frágeis é decisivo para o mecanismo de fratura. Quanto maior o tamanho dos carbonetos menor será a tenacidade do aço. Nos aços bainíticos, o tamanho dos carbonetos pode ser controlado e até mesmo eliminado com a adição de elementos de liga, como por exemplo; o silício (BARBACKI, 1995). De acordo com Bhadeshia e Edmonds (BHADESHIA & EDMONDS 1979), a presença de carbonetos em aços de alta resistência é uma característica indesejável, capaz de nuclear trincas e vazios, desta forma, os aços livres de carbonetos ganham espaço. Chang e Bhadeshia (1994) comprovaram que para a obtenção de aços bainíticos livres de carbonetos e de martensita, a austenita retida deve ser estabilizada em combinação com a fração transformada de austenita em ferrita bainítica, durante a execução do tratamento de austêmpera, resultando em uma microestrutura mista, à qual se atribui a atrativa combinação de propriedades mecânicas nestes materiais. Segundo Barbacki (BARBACKI 1995), o aspecto básico da composição química dos aços bainíticos, livre de carbonetos, consiste na combinação de altos teores de silício com adições de manganês e/ou níquel. As propriedades mecânicas decorrentes tendem a ser muito mais interessantes, apresentando 1400 MPa de resistência ao 23 escoamento e tenacidade à fratura em torno de 100 MPa.m ½. Por outro lado, KOVACS (1986) afirmou que a alta resistência à fadiga mecânica é atribuída em parte à estrutura de bainita isenta de carbonetos. Nesse sentido, Bhadeshia (BHADESHIA, 2001) cita como grandes vantagens desta microestrutura mista: A cementita é responsável por iniciar a fratura em aços de alta resistência. Na sua ausência na microestrutura deixará o material mais resistente à falhas por clivagem e á formação de vazios; A ferrita bainítica é praticamente livre de carbono, o qual aumenta sua resistência e a fragiliza; A resistência, também, é derivada da microestrutura, sendo esta composta de finas placas de ferrita, tendo em média menos de 1 µm de espessura. O refino é o único método viável para simultaneamente melhorar a resistência e a tenacidade dos aços; Os filmes de austenita dúcteis que estão dispersos entre as placas de ferrita tem um efeito de ancoramento das trincas. Estes, também, podem aumentar a resistência do material através do efeito TRIP, onde se terá a transformação da austenita em martensita durante a deformação plástica; Aços com microestrutura de ferrita bainítica e austenita podem ser obtidos sem a utilização de elementos de ligas caros, apenas utilizando uma concentração suficiente de silício é possível retardar a formação de cementita durante a transformação de fase. Porém, Bhadeshia (BHADESHIA, 2001) ressalta que as vantagens desta microestrutura podem ser afetadas pelos grandes blocos de austenita entre os feixes de ferrita bainítica, conforme se pode visualizar na imagem da Figura 1, onde estes blocos se transformam em martensita de alto carbono, sob aplicação de uma tensão. Desta forma, como a martensita formada é rica em carbono, apresenta então elevada dureza, fragilizando o aço severamente. 24 Fonte: Bhadeshia (2001) De acordo com Bhadeshia (BHADESHIA, 2001) existem três formas de eliminar os blocos de austenita: i) Reduzindo a temperatura de transformação isotérmica. Sendo que o limite mínimo é dado pela temperatura de início da transformação martensítica; ii) Reduzindo a concentração total de carbono no aço, de modo que a austenita atinja a sua composição limite, na última etapa da reação; iii) Movendo a curva T0 do diagrama de fases para grandes concentrações de carbono. Isto pode ser realizado através do ajuste da concentração e do tipo de soluto substitucional. (a) (b) Figura 1 - Microestrutura de Aço Baínitico livre de carbonetos: a) micrografia eletrônica de transmissão de placas de ferrita bainítica separadas por filmes de austenita estável. b) micrografia óptica que mostra grandes blocos de austenita não transformada. 25 2.2.1 Aspectos cinéticos da transformação Bainítica Segundo Bhadeshia(BHADESHIA, 2001) a transformação bainítica ocorre num intervalo de temperatura entre as transformações de alta temperatura, tais como: ferrita e perlita (cerca de 550-720ºC) e as transformações de baixas temperaturas, neste caso a martensita. A bainita consiste de agregados de plaquetas ou ripas de ferrita separadas por regiões de fases como austenita ou martensita. A primeira teoria relacionada com o mecanismo de reação bainítica foi elaborada por Bhadeshia e Edmonds (1980), incorporando os seguintes princípios: I. Uma ripa individual de ferrita bainítica cresce sem difusão. Todo excesso de carbono é então particionado para a austenita. A fração volumétrica de ferrita bainítica é limitada pelo fato de que, para uma dada temperatura, as energias livres da austenita e da ferrita, para uma dada composição, se tornam idênticas; II. O tamanho de cada ripa individual é limitado pela quebra de coerência na interface α/γ, em função da deformação plástica causada pela mudança de formato na frente de reação. O crescimento de um feixe de ripas exige então a nucleação de novas subunidades; III. A teoria clássica de nucleação não se aplica à transformação bainítica; uma vez que a nucleação é governada pela dissociação de arranjos tridimensionais de discordâncias. De acordo com Bhadeshia (BHADESHIA, 2001), esta teoria foi importante na reprodução de alguns dos aspectos da transformação bainítica em aços isentos de carbonetos; por exemplo, o fato da temperatura de início da transformação bainítica (BS) ser muito mais baixa do que aquela na qual a formação de ferrita torna-se termodinamicamente possível. Uma das principais falhas deste modelo, segundo o próprio Bhadeshia, é a incapacidade de separar os eventos relacionados à nucleação das ripas de ferrita bainítica, que ocorre nos contornos de grão da austenita, daqueles que ocorrem de 26 forma “autocatalítica”, para gerar os agregados de feixes de ripas. O modelo sugere que a nucleação ocorre de forma aleatória, o que já foi comprovado como sendo incorreto. Deste modo, o modelo não é apropriado para descrever o efeito do tamanho de grão austenítico na transformação bainítica. Entretanto, para Aaronson (AARONSON, 1999), existem três definições para bainita: i) Definição geral pela microestrutura: segundo esta definição, bainita é um produto não lamelar oriundo de um mecanismo não cooperativo de decomposição eutetóide. Esta definição implica a necessidade de duas fases produto; ii) Definição pela cinética global de reação: a bainita tem uma curva em C própria no diagrama TTT, abaixo, mas extensivamente sobreposta com a perlita, mas ainda inteiramente abaixo da curva C da perlita; e iii) Definição do relevo de superfície: segundo a qual as placas de ferrita têm um efeito de relevo de superfície associado a elas, e crescem por um mecanismo martensítico, ou em passos martensíticos marcados pela difusão de carbono. No que diz respeito à cinética e aspectos limitadores de velocidade da formação de bainita, a mesma está relacionado com o teor de carbono na ferrita imediatamente após a frente de reação ter varrido a fase matriz (REYNOLDS, 1990). A formação de bainita sem partição de carbono foi inicialmente proposta por Zener (COSTA, S. A. V., 2008). A observação posterior por Ko e Cottrell (1952) de que a formação de uma placa de ferrita daria origem a um efeito de relevo na superfície foi tomada como uma evidência de um mecanismo martensítico de formação da bainita. Os mesmos autores interpretaram a existência de um relevo na superfície como evidência de crescimento “coerente” de ferrita supersaturada em carbono. Eles afirmaram, porém, que cinética global é muito mais lenta do que a da martensita, e controlada pela difusão de carbono. Ko e Cottrell (1952) também disseram que a formação da bainita é contínua, e 27 não composta de passos sucessivos de crescimento. Ou seja, esse conjunto de afirmações não está realmente de acordo com nenhum dos dois mecanismos propostos para a formação de bainita, uma vez que contraria particularidades dos dois pontos de vista. Um ponto que merece destaque é que o conceito de um mecanismo martensítico de formação da bainita não é devidamente suportada pelas velocidades de crescimento medidas experimentalmente. Atualmente, o processo de crescimento não é totalmente esclarecido. Porém, sabe-se que, dependendo da temperatura, a quantidade de carbono nas regiões nucleadas poderá ser menor. Um crescimento coerente somente pode ocorrer na temperatura de reação bainítica, quando a tensão gerada devido à a distorção na rede cristalina é aliviada. Este alívio de tensões somente pode ser obtido pela redução do teor de carbono da bainita (BHADESHIA, 2001). Percebe-se, ainda, que há concordância entre os autores em relação ao mecanismo de nucleação da bainita, dado através da nucleação de ripas de ferrita a partir dos contornos de grão da austenita de origem, bem como em relação ao mecanismo de crescimento, que neste caso é dado através da nucleação de repetidas subunidades, formando feixes de ripas de ferrita bainítica, com ou sem dispersão de carbonetos, austenita retida e/ ou martensita. A Figura 2 apresenta um modelo descritivo para entender os mecanismos de nucleação e crescimento da bainita, segundo, Bhadeshia (2001), onde se pode notar a evolução da fração transformada da austenita de origem em constituintes bainíticos em função do tempo para diferentes temperaturas de tratamento. 28 Fonte: Bhadeshia (2001) De acordo com Bhadeshia (2001), o tempo é outro fator importante para a transformação bainítica e está ilustrado também na figura anterior, é possível notar a variação da taxa de transformação bainítica para duas diferentes temperaturas, assim como o mesmo também influencia no tamanho das subunidades e agrupamentos. Figura 2 - Modelo descritivo da cinética de transformação bainítica, mostrando a ocorrência de nucleação de ripas de ferrita bainítica a partir do contorno de grão da austenita, crescimento das ripas (ou subunidades) e nucleação repetida de ripas sucessivas. 29 2.2.2 Aspectos cinéticos da transformação bainítica incompleta Os aços bainíticos isentos ou livres de carbonetos são produzidos durante a austêmpera, onde se promove de forma incompleta transformação isotérmica da bainítica, de modo a obter uma microestrutura constituída por ferrita bainítica entremeada de austenita retida com tendo alto teor de carbono. A transformação bainítica incompleta ocorre pela decomposição isotérmica da austenita que, em temperaturas abaixo da baía da curva TTT, é inicialmente rápida, promovendo a formação de feixes de ferrita isentos de carbonetos, que são descritos na literatura como bainita superior isenta de carbonetos ou ferrita pró-bainítica doravante denominada apenas de ferrita bainítica (GOLDENSTEIN, 2002). Após formação da ferrita pró-bainítica a transformação de fase pode cessar, quase que completamente, por longos períodos na temperatura de tratamento, desta forma o a precipitação de carbonetos é retardada, principalmente, influenciada pela presença dos elementos de liga, tais como: o silício. Depois da parada ou “estáse”, como também se conhece na literatura, a microestruturapode transformar-se em um agregado de ferrita e carbonetos de ferro, dando origem à bainita propriamente dita. Na Figura 3, apresenta-se um diagrama esquematizando a transformação bainítica incompleta, onde é possível observar a interrupção ou estáse da transformação bainítica, logo abaixo onde acontece a separação entre as curvas em C da bainita e da ferrita/perlita, acentuada pela existência de uma baía na curva TTT nestes aços. A estase ocorre tanto nos aços ligados com elementos que são fortes formadores de carbonetos, como cromo (Cr) e molibdênio (Mo), em concentrações onde a cementita (Fe3C) não é mais o carboneto de equilíbrio, como também nos aços ligados com silício (Si) ou alumínio (Al), quando estes elementos estão associados a teores críticos de manganês (Mn) ou níquel (Ni); nestes aços o efeito do Si ou do Al é devido à solubilidade quase nula destes elementos da cementita, o que atrasa a formação dos carbonetos (GOLDENSTEIN, 2002). Reynolds et al (1990), mostraram que a estase não é um fenômeno geral da transformação bainítica, mas que esta pode ocorrer devido a presença de alguns 30 elementos de liga, a partir de determinadas concentrações mínimas. Sendo, que este fenômeno está associado à redução da cinética de migração das interfaces ferrita/austenita em relação à velocidade calculada supondo equilíbrio (ou pára- equilíbrio) na interface, o que provoca a separação das curvas em C e da baía da curva TTT. Fonte: KOVACS (1990) Esta diminuição na velocidade de migração das interfaces está associada ao fenômeno de arraste de soluto, proposto por Kisman (KISMAN, 1973) e aprimorado por Purdy (PURDY,1995). Este fenômeno 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. O produto gerado é classificado na literatura como sendo uma ferrita de morfologia acicular degenerada que cresce rapidamente (GOLDENSTEIN, 2002; FERRER, 2003). Te m pe ra tu ra Tempo A B C Patamar de austenitização D E F perlita ferrita e austenita Bainita completa Temperatura de austêmpera γ (γ→ αB + γRem) γ (αB + carbonetos) Figura 3 - Diagrama esquemático das etapas do tratamento térmico de austêmpera Sendo: γ - austenita; αB - ferrita bainítica; γRem - austenita remanescente. 31 O fenômeno de nucleação simpática é interrompido pela partição de carbono para a austenita, provocando a diminuição do potencial para nucleação e a formação do patamar característico do fenômeno de estase. Na Figura 4 é apresentado um diagrama esquemático da cinética global da transformação bainítica, destacando este fenômeno (FERRER, 2003). Fonte: Ferrer (2003) após Reynolds et al, (1990) Desta forma a microestrutura obtida em aços bainíticos livre de carbonetos é a bainita que não apresenta carbonetos, isso devido ao carbono, que é particionado para a austenita residual e não se precipita, tornando a austenita estável a temperatura ambiente. Obtém-se uma microestrutura que consiste de finas placas de ferrita bainíticas separadas por regiões de austenita enriquecida de carbono. Esta microestrutura é a responsável pela combinação de propriedades mecânicas atrativas deste material. Figura 4 - Diagrama esquemático da cinética global da transformação bainítica mostrando o fenômeno de estase da reação. 32 2.2.3 Aspectos morfológicos da transformação bainítica nos aços Conforme citado anteriormente a transformação bainítica da austenita se dá 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. A morfologia da bainita isotérmica que é proveniente da transformação completa é geralmente descrita na literatura (BHADESHIA, 2001) como uma microestrutura composta por uma mistura não lamelar de ferrita e carbonetos, que pode ser classificada em dois tipos principais: i) bainita superior e ii) bainita inferior. Outra definição comumente utilizada descreve esta microestrutura como sendo composta por ferrita acicular ou em placas, contendo carbonetos dispersos, como se mostra na Figura 5. Figura 51 - Representação esquemática dos mecanismos de formação e de transição entre bainita superior e bainita inferior Fonte: Bhadeshia (2001) 33 Conforme a ilustração da Figura 4, a bainita superior é constituída de finas ripas de ferrita, as quais possuem aproximadamente 0,2 μm de espessura e 10 μm de comprimento e por carbonetos. Estas ripas crescem em agrupamentos, sendo que no mesmo agrupamento tem-se a mesma orientação cristalográfica, onde os planos estão distribuídos paralelamente. Cada plano do agrupamento é uma subunidade da bainita superior. A bainita inferior possui a microestrutura e cristalografia semelhantes às da bainita superior, sendo que a faixa de temperatura para sua formação está entre 250ºC e 350ºC e, assim como a bainita superior, é dependente da composição química do aço (BHADESHIA, 2000). Observa-se na Figura 4, também, que a principal distinção entre bainita inferior e superior é que a primeira pode ocorrer em temperaturas mais baixas, promovendo a formação de carbonetos (cementita) no interior das ripas de ferrita. Por outro lado, distinguem-se dois tipos de precipitados de carbonetos (cementita): i) o que cresce a partir da austenita enriquecida em carbono e que separa as ripas de ferrita bainítica; e ii) 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 (BHADESHIA, 2001). Neste caso, foi reportado por Bhadeshia (2001) que a morfologia decorrente da transformação completa inicia sua formação nas placas de austenita que estão saturadas de carbono e, dependendo da composição química e a temperatura de resfriamento isotérmico, pode-se ter a formação da bainita inferior ou superior, conforme citado anteriormente. No entanto, enquanto na bainita superior se formam finas ripas, na bainita inferior tende a se formar abundantes planas no lugar de agulhas, onde se interior ocorre a precipitação do carboneto (cementita). Por outro lado, a morfologia da bainita isotérmica, proveniente da transformação incompleta é constituída de ferrita bainítica e austenita retida, devido à estáse da reação bainítica. A estáse ocorre tanto nos aços ligados com elementos que são fortes formadores de carbonetos, tais como: como cromo (Cr) e molibdênio (Mo), em concentrações onde a cementita (Fe3C) não é mais o carboneto de equilíbrio, como também nos aços ligados com silício (Si) ou alumínio (Al), quando estes elementos estão associados a teores críticos de manganês (Mn) ou níquel (Ni). Nestes aços o efeito do Si 34 ou do Al é devido à solubilidade quase nula destes elementos da cementita, o que atrasa a formação dos carbonetos (CARMO, 2011). Reynolds mostrou quea estase não é um fenômeno geral da transformação bainítica, mas que esta pode ocorrer devido à presença de alguns elementos de liga, a partir de determinadas concentrações mínimas. Sendo que este fenômeno está associado à redução da cinética de migração das interfaces ferrita/austenita em relação à velocidade calculada supondo equilíbrio (ou pára-equilíbrio) na interface, o que provoca a separação das curvas em C e da baía da curva TTT (GOLDENSTEIN, 2002). 35 3 MATERIAIS E MÉTODOS 3.1 MATERIAIS Quatro aços de alto carbono, contendo teores variáveis de Si, Mn e Ni foram estudados neste trabalho, cuja composição química se apresenta na Tabela 2. Aço bainítico C Si Mn Ni Cr Mo Al P S B1 0,85 1,48 1,5 0,5 1,30 0,30 0,040 0,030 0,017 B2 0,79 1,94 1,4 0,43 1,36 0,28 0,044 0,030 0,019 B3 0,85 1,52 1,98 0,47 1,38 0,30 0,051 0,030 0,019 B4 0,75 1,42 1,5 1,85 1,42 0,25 0,085 0,026 0,016 Fonte: A autora O manganês foi variado na composição química para avaliar efeito potencial na estabilidade da austenita nas etapas de austenitização e de austêmpera. O níquel foi alterado para avaliar seus efeitos na austemperabilidade destes aços, dados a presença dos outros elementos, tais como o Cr e Mo. Por outro lado, adicionou-se silício tendo em vista seu efeito inibidor na precipitação de cementita durante a reação bainítica. Isso faz com que a cinética de nucleação e crescimento dos carbonetos passe a ser controlada pela difusão deste elemento substitucional e, como conseqüência, que a austenita remanescente fique enriquecida em carbono, o que favorece o aumento da sua estabilidade. Os aços foram obtidos junto ao Setor de Fundição nas áreas de Serviços de Engenharia da Sociedade Educacional de Santa Catarina (SSE), vazados em bloco tipo Y atendendo às especificações da norma ASTM A897. O formato do bloco fundido foi escolhido para obter um melhor rendimento de metal fundido e de modo a permitir seu manuseio nas operações de usinagem de corpos de prova subseqüentes. Os blocos Y foram moldados através do processo de cura frio e durante a fusão das ligas foi utilizado um forno aquecido por indução de média freqüência com Tabela 2 - Composição química das ligas. 36 capacidade de 300 kg. A composição química das ligas foi ajustada, durante o processo de fusão, com o auxílio da técnica de espectroscopia de emissão óptica, em espectrômetro do tipo SPECTROLAB, instalado junto ao Laboratório de Materiais da SOCIESC. Posteriormente, foram extraídas as extremidades ou partes úteis dos blocos em Y, que aqui serão denominadas como tarugos, mediante processo de corte com jato de água, com espessura média de 40mm. Os referidos cortes foram realizados utilizando uma máquina OMAX 2626, junto à empresa Weld Vision, localizada na cidade de Joinville-SC. Após a extração dos tarugos procedeu-se à laminação a quente de cada um dos aços. A laminação a quente foi realizada com a finalidade de quebrar a estrutura de solidificação e de permitir a realização de tratamentos térmicos em condições microestruturais de partida, semelhantes às dos aços conformados que são regularmente empregados na fabricação de componentes de máquinas. Para tanto, os tarugos em estado bruto de fusão foram submetidos a aquecimento até 1100°C por 40 minutos, em um forno com câmera horizontal rotativa com temperatura máxima de 1350°C, seguido de laminação de desbaste em um laminador duo reversível. Para a laminação a quente estabeleceu-se um arranjo de parâmetros pré-determinados, consistindo em dois passes com reduções de 0,5 e 0,3, nas temperaturas de 960±30 e 870±200C, no primeiro e segundo passe, respectivamente, obtendo-se como produto final as tiras de 7mm de espessura em cada aço. A laminação a quente foi realizada junto à Empresa Metisa-Metalúrgica Timboense S.A., na cidade de Timbó-SC. Posteriormente as tiras foram retificadas em ambas as faces, de modo a eliminar a carepa oriunda do processo de laminação, até atingir a espessura final de 6mm. A partir das tiras laminadas a quente foram confeccionados os corpos de prova com formato retangular para a execução dos experimentos de tratamentos isotérmicos (em cada um dos aços). Para efetuar os cortes foi utilizado uma máquina de corte Cut- Off, sendo que os mesmos foram realizados na direção longitudinal e transversal das tiras de modo que se obtiver corpos de prova com dimensão de 12 mm (sentido 37 longitudinal) x 8 mm (na direção transversal) x 6 mm (que corresponde à espessura da tira) . 3.2 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL O ciclo de tratamento térmico, proposto neste trabalho, consistiu em austenitizar os quatro aços à temperatura de 900°C por 0,5h, antecedido de pré-aquecimento a 450°C por 0,5h, seguido de um resfriamento controlado com estágio isotérmico a 370°C, com tempos de permanência que variaram entre 01 e 72h, como se representa na Figura 6, com a finalidade de estudar o aspecto da cinética e morfologia da transformação bainítica bem como de avaliar o efeito do tempo da reação bainítica na fração volumétrica de austenita retida, decorrente desta transformação de fase. Figura 6 - Representação esquemática do experimento de tratamento térmico. Fonte: A autora Os corpos de prova correspondentes a cada material e condição experimental foram identificados de acordo com a legenda da Tabela 3. °C 1000°C / 0,5h 370°C 420°C 1 4 12 15 24 36 48 72 (h) 450°C / 0,5h Banho de Sais Ar Banho de Sais 38 Tabela 3 - Especificação dos parâmetros do tratamento isotérmico e identificação dos corpos de prova para cada material. Aço Bainítico Temp. de austêmpera ( o C) Tempo de austêmpera (h) 1 4 8 12 15 24 36 48 72 B1 370 B1-01 B1-04 B1-08 B1-12 B1-15 B1-24 B1-36 B1-48 B1-72 B2 B2-01 B2-04 B2-08 B2-12 B2-15 B2-24 B2-36 B2-48 B2-72 B3 B3-01 B3-04 B3-08 B3-12 B3-15 B3-24 B3-36 B3-48 B3-72 B4 B4-01 B4-04 B4-08 B4-12 B4-15 B4-24 B4-36 B4-48 B4-72 Fonte: A autora Foi realizada uma réplica de cada condição experimental, nos quatro aços, as quais foram identificadas acrescendo o dígito 1 aos códigos apresentados na Tabela 4. A identificação das réplicas pode ser exemplificada com o código B1-011, onde: B1 identifica o material como aço Bainítico-1; 01 representa a duração do tratamento a 3700C, neste caso igual a 1 hora, 1 identifica o corpo de prova como sendo a réplica deste tratamento. Para a realização dos experimentos foram utilizados os fornos em banho de sais que estão alocados no Setor de Tratamentos Térmicos da SSE. 39 3.3 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL Ao longo do desenvolvimento do trabalho, foram utilizadas as seguintes técnicas de caracterização microestrutural. - Microscopia óptica, usando microscópio óptico Olympus BX51 (Japão) com programa de análise de imagem Pro Plus 2002, acoplado ao banco metalográfico, localizado junto ao Laboratório de Caracterização de Materiais da SOCIESC, onde foram feitas as medidas de metalografia quantitativa para a determinação das frações volumétricas transformadas; - Microscopia eletrônica de varredura, usando equipamento de marca JEOL, modelo JSM 6360, disponível no Laboratório de Caracterização Microestrutural, junto à empresa ARCELORMITTAL VEGA, situadana cidade de São Francisco do Sul – SC; Para a revelação da microestrutura utilizou-se o reagente “Le Pêra” (LE PÊRA, 1980) o qual ataca de forma diferenciada cada constituinte, conferindo-lhes uma cor característica (tons de marrom para a bainita, amarelo para a austenita retida e martensita e preto no caso da presença de perlita). O ataque é efetuado misturando-se iguais quantidades de duas soluções químicas, uma delas formada por metabisulfito de sódio (2 g) dissolvido em água destilada (100 ml) e a outra formada por ácido pícrico (4 g) dissolvido em álcool etílico (100 ml), e em seguida esfregando um chumaço de algodão embebido no reagente químico sobre a superfície da amostra. O tempo para o ataque foi de 30 s. Para a análise quantitativa de fase utilizou-se o procedimento descrito por Silva (SILVA, 2008). No ambiente do programa Image ProPlus™, a análise de fases e de características microestruturais é realizada por um módulo conhecido como MaterialsPro. Dentro deste ambiente existem diversas ferramentas destinadas à análise microestrutural, que podem ser utilizadas, por exemplo, para a determinação de frações volumétricas e tamanho de grão, entre outros. Neste trabalho foi utilizada a ferramenta “Measure Phases”, destinada à quantificação das diferentes fases presentes na microestrutura. Após a seleção desta opção, utilizou-se outra ferramenta de ajuste 40 chamada “Phase Threshold Selection”, onde se determinou o nível crítico de saturação para a melhor separação das fases de interesse. Nesta etapa são selecionadas quantas fases (”Ranges”) forem desejadas, atribuindo-se a cada uma delas uma cor específica. O método padrão desenvolvido no presente trabalho utilizou duas faixas de “Threshold” destinadas à quantificação de: i) constituinte acicular e ii) constituinte não acicular ou maciço. Com auxílio de uma ferramenta que possibilita o ajuste e definição dos intervalos de tonalidades é possível que o software quantifique as fases escolhidas por diferenças de cores, neste caso a cor vermelha utilizou-se para quantificar o constituinte acicular e a amarela para quantificar o constituinte maciço. Durante as medidas quantitativas foram analisados em média cinco campos por região e por amostra, com magnitudes de aumento entre 200 e 1000 vezes, dependendo da fração volumétrica das fases de interesse e do grau de refinamento da microestrutura. Medidas de microdureza Vickers foram realizadas com o objetivo de complementar a caracterização realizada por microscopia bem como com o intuito de identificar a presença de martensita em regiões específicas de algumas amostras. Para tanto, utilizou-se um microdurômetro Leitz-Wetzlar 6833, com cargas de 100 gf (HV- 0,1). Em média foram realizadas cinco medidas por amostra/região. 41 4 RESULTADOS E DISCUSSÃO 4.1. ASPECTOS MICROESTRUTURAIS E ANÁLISES QUANTITATIVA DE FASES Com o auxilio da técnica de microscopia óptica e de microdureza Vickers foi possível à caracterização da morfologia dos diferentes aços estudados neste trabalho. Na Figura 7 são apresentadas as morfologias características das transformações de fase que correspondem aos aços B1, B2, B3 e B4, após a laminação a quente seguida de resfriamento ao ar. Figura 7. MO: microestrutura dos aços bainíticos após laminação a quente seguida de resfriamento ao ar. a) Aço B1 (1,5Si-1,5Mn-0,5Ni); b) Aço B2 (1,9Si- 1,5Mn-0,5Ni); c) Aço B3 (1,5Si-2,0Mn-0,5Ni); d) Aço B4(1,5Si-1,5Mn-1,85Ni). Perlita fina, bainita e martensita. Lê Pera, 1000X. Fonte: A autora (a) (b) (c) (d) Perlita fina Bainita Martensita 42 Constata-se a presença de uma microestrutura mista constituída por escassas regiões de pertita fina, particularmente nos aços B1 e B3 (Figura 7 (a e c)), ripas de ferrita bainítica nucleadas cooperativamente, definindo pequenos agrupamentos ou pacotes de ferrita acicular, que são predominantes em cada um dos aços, associados à presença de bandas martensita massiva. De modo geral, em cada uma das amostras examinadas, independentemente da composição química dos aços, observou-se a formação de bandas alternadas de constituintes microestruturais, paralelas à direção na qual se realizou a laminação a quente, que são oriundas das condições em que foram deformadas. Durante a laminação a quente destes aços, o número reduzido de passes, o alto grau de redução de aproximadamente 50% em cada operação, a alta taxa de deformação associado ao pequeno tempo entre os passes são fatores preponderantes para a ocorrência do bandeamento observado. A microestrutura mista justifica-se pelas condições em que foi efetuado o resfriamento destes materiais. Considerando que a taxa de resfriamento imposta pelo ar, após a laminação a quente, próximo ao laminador, seja equivalente à diferença de temperatura, entre a temperatura de saída do laminador (8400C) e a temperatura ambiente (250C), em função do tempo em que o material atingiu o equilíbrio térmico com o ambiente (2,5h = 150min), têm-se valores de super-resfriamento ( 5,40C/min) que quando sobrepostos sobre um diagrama de resfriamento contínuo destes aços, podem cruzar os campos dos constituintes microestruturais observados. Uma representação desta hipótese é apresentada na Figura 8 através da sobreposição da Curva de Resfriamento – CR I, no referido diagrama. 43 Figura 8. a) Representação do diagrama de resfriamento contínuo de aços bainíticos (b) Morfologias comumente observadas em aços bainítico em função das condições do resfriamento. Fonte: A autora (adaptado de Cordine , 2013) Percebe-se, na Figura 8 (b) que dependendo das condições em que ocorre a transformação de fase e atendendo à natureza das fases secundárias, que junto com a ferrita acicular constituem a bainita, podem se distinguir três principais morfologias da bainita, sendo neste caso: a bainita granular que nas micro-imagens da Figura ---, se assemelham à perlita muito fina, também, conhecida como troostita, formadas em temperaturas pouco abaixo onde se forma a perlita; a bainita superior e a bainita inferior, estas últimas já tratadas na revisão bibliográfica deste trabalho. As evidências microestruturais apontam para uma transformação de fase por resfriamento contínuo, após a laminação a quente, tendo o seu início em temperaturas elevadas na faixa (intervalo 1 a 2 da CR I) onde é provável a formação de troostita, seguido da expressiva formação de bainita, neste caso nucleando como bainita superior (intervalo 2 a 3) e crescendo como bainita inferior (intervalo 3-4 da CR I), a qual é interrompida quando a austenita remanescente transforma-se em martensita (a partir do ponto 4 da CR I). 1 2 3 4 44 4.2. ESTUDO DA CINÉTICA DA TRANSFORMAÇÃO BAINÍTICA Os parâmetros do tratamento isotérmico no campo bainítico, influenciam notoriamente na constituição da microestrutura final, na relação entre a fração volumétrica dos constituintes microestruturais bem como na estabilidade da austenita retida. O estudo da cinética da transformação bainítica realizado neste trabalhou fundamenta-se na contagem da fração transformada em função do tempo de austêmpera à temperatura de 3700C e complementa-se com a análise morfológica dos constituintes microestruturais e as medidas de microdureza Vickers. No ANEXO I deste trabalho apresenta-se um mapa de transformaçõesde fase onde é possível visualizar as modificações da microestrutura com o progresso da reação bainítica acompanhadas dos percentuais da fração de austenita transformada em agregados bainíticos. A Tabela 4 resume os percentuais de constituinte acicular, assim denominada durante a contagem, em relação à fase continua que remanesce da transformação austenítica. Tabela 4. Percentual de fases aciculares formadas a 3700C em função do tempo de austêmpera. Tempo (h) Tempo (s) % de austenita transformada LIGA 1 LIGA 1* LIGA 2 LIGA 2* LIGA 3 LIGA 3* LIGA 4 LIGA 4* 1 3600 69,7 69,7 85,5 77,9 86,6 67,6 79,9 60,2 4 14400 72,7 72,7 81,4 81,4 77,1 77,0 67,6 67,4 8 28800 68,7 74,2 72,6 83,1 72,9 81,3 82,3 71,0 12 43200 80,5 75,0 82,1 84,1 78,8 83,7 56,8 73,0 15 54000 76,9 75,5 86,5 84,6 66,5 84,9 77,3 74,2 24 86400 71,5 76,4 83,5 85,7 77,9 87,4 51,7 76,5 36 129600 73,8 77,3 86,6 86,6 80,4 89,3 78,6 78,4 48 172800 73,4 77,8 75,7 87,2 90,6 90,6 61,6 79,7 72 259200 72,2 78,7 76,1 0,9 78,6 92,2 67,2 81,6 Fonte: A Autora 45 Os dados experimentais, apresentados na Tabela --- foram analisados e ajustados de acordo com a equação de Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov (JMAK), onde a dependência da fração transformada (X) com o tempo (t) e dada pela equação: ntbX exp1 , cujos valores são mostrados em destaque na referida Tabela. Com os dados correspondentes ao ajuste pela equação de Avrami foram construídas as curvas cinéticas da Figura 9. Figura 9. Curvas que representam o aspecto da cinética da transformação bainítica durante austêmpera a 3700C em aços de alto carbono contendo teores variáveis de Si, Mn e Ni. Fonte: A Autora O gráfico da Figura 9 permite avaliar a influencia da composição química através dos teores de Si, Mn e Ni na evolução das frações volumétricas de ferrita bainítica, determinadas por microscopia óptica, em relação ao tempo. 46 As curvas cinéticas para as ligas contendo teores variáveis de Si (liga 1 e 2) apresentam um comportamento padrão ao longo do tempo, entretanto, a curva da Liga 2 (Si=1,9%) mostra tendência de deslocamento para maiores velocidades de transformação associada a uma taxa de transformação mais elevada em relação à curva da Liga 1 (Si=1,5%), estando de acordo com os dados reportados na literatura (Hupalo, 2012). Por outro lado, as curvas de cinéticas das ligas contendo teores variáveis de manganês (Ligas 1 e 3) apresentam comportamento bastante semelhante para menores tempos de tratamento térmico. A inflexão da curva cinética da Liga 1 (Mn=1,5%) mostra tendência para uma maior velocidade de transformação quando o tempo é inferior a 4 horas de tratamento térmico o que reafirma o efeito do manganês no sentido de retardar a formação de ferrita bainítica. Entretanto, após 4 hora de tratamento as curvas da cinética apresentam uma inversão de comportamento, neste caso a Liga 3 contendo maior teor de manganês mostra uma expressiva taxa de deformação, que se incrementa com o aumento do tempo, em relação ao comportamento da Liga 1. Entretanto, estudos recentes apontam para um comportamento da cinética da transformação de fase diferente do resultado obtido neste trabalho. Santofimia (2007) variou a concentração de manganês para estudar seus efeitos na cinética da transformação bainítica em ligas Fe-0,3C, Fe-0,3C-1Mn y Fe-0,3C-2Mn à temperatura de 450ºC. O gráfico da Figura 10 apresenta o comportamento cinético constado pela pesquisadora. De acordo com a Figura 10 (a) a liga com menor teor de manganês possui menor valor inicial e final de Gm (Energia de ativação), trazendo como consequência um aumento na velocidade da transformação conforme a Figura 10 (b). Portanto, uma análise criteriosa dos resultados obtidos neste trabalho deve ser feita, buscando esclarecer este comportamento controvertido. Cabe destacar que os resultados reportados na literatura estão baseados em trabalhos experimentais envolvendo aços com menor teor de carbono e silício bem como sem a presença de outros elementos substitucionais como, por exemplo, o níquel e o cromo. 47 Nesse caso, cabe aprofundar nas análises microestruturais de modo a verificar se a combinação destes elementos pode reduzir a velocidade da transformação. Sabe- se que estes elementos podem afetar os mecanismos de mobilidade atômica que garantem o efeito estabilizador que o manganês possui sobre a austenita. Figura 10 - Evolução da transformação bainítica em ligas Fe-0,3C, Fe-0,3C-1Mn y Fe-0,3C-2Mn. (a) Diagrama de energia de ativação em função do tempo; (b) Curva cinética da transformação bainítica. Fonte: A Autora (adaptado de Santofimia (2007)) (a) (b) 48 Em relação ao efeito do níquel na cinética da transformação bainítica o gráfico da Figura 11 apresenta a evolução da microestrutura em aços contendo os mesmos teores de C, Si e Mn, quando tratados a 3700C por tempos variáveis. Figura 11. Curvas que representam o efeito do Ni na cinética da transformação bainítica durante austêmpera a 3700C. Fonte: A Autora Observa-se na Figura 11 que para tempos de até 24 horas o níquel reafirma o seu efeito no atraso da transformação bainítica. Como pode ser observado, para os menores tempos, a Liga 1 (Ni=0,5%) apresenta uma velocidade de transformação associado a uma maior taxa de transformação, quando comparado com a Liga 4 (Ni=1,85%). Acima de 24 horas o níquel perde seu efeito retardador sobre a transformação de fase, aumentando progressivamente a taxa de transformação com o aumento do tempo de austêmpera. Estes resultados estão de acordo com os dados reportados por Santofimia (2007). 49 4.3. ESTUDO DA MORFOLOGIA DA TRANSFORMAÇÃO BAINÍTICA Com o auxilio da técnica de microscopia óptica e microscopia eletrônica de varredura, assim como com as medições de microdureza Vickers, foi possível a caracterização morfologia dos aços estudados neste trabalho. A Figura 12 apresenta uma imagem obtida por microscopia óptica que corresponde à Liga 1 tratada por 8 horas, com o intuito de caracterizar a morfologia característica dos aços bainíticos quando austemperados por tempos curtos. Observa-se na Figura 12(a) uma microestrutura constituída por feixes de ripas de ferrita bainítica, com microdureza média de 580HV, imersos em uma matriz predominantemente martensítica, com microdureza de 830HV, a qual é gerada a partir da decomposição da austenita residual durante o resfriamento posterior à austêmpera. Figura 12 - MO: a) aspectos morfológicos da transformação de fase no aço bainítico B1 (1,5Si-1,5Mn-0,5Ni) austemperado a 3700C por 8h. b) sítios preferenciais onde ocorre a nucleação de ferrita bainítica na amostra do aço B2 tratada por 8h. Lê Pera, 1000X. Fonte: A Autora Na Figura 12 (b) pode ser observado que a nucleação de ferrita bainítica ocorre a partir dos antigos contornos de grão da austenita (indicados por setas), neste caso bem visíveis como resultado do ataque utilizando uma solução de 10% de metabisulfito b (a) (b) 50 de sódio, por tempo de pelo menos 120s. Estas condições microestruturais, a partir da nucleação simpática dos feixes de ripas, são destacadas pela literatura, como sendo a premissa para que ocorra o fenômeno de partição do carbono para a austenita que remanesce durante a
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