TCC 02 - Luana da Silva Martins - Versão Final

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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
 
 
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 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
 
 
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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)
 
 
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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. 
 
 
 
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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. 
 
 
 
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"Sofremos demasiado pelo pouco que nos falta 
e alegramo-nos pouco pelo muito que temos." 
(W.Shakespeare) 
 
 
 
 
 
 
 
 
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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. 
 
 
 
 
 
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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