TCCI I - Jaison _2_

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CENTRO UNIVERSITÁRIO TUPY - UNISOCIESC 
 
 
 
 
 
 
JAISON JOSÉ DE PICOLI 
 
 
 
 
 
 
 
ESTUDO DO EFEITO DO NÍQUEL NA CARACTERIZAÇÃOMICROESTRUTURAL 
DE AÇOS BAINÍTICOS ISENTOS DE CARBONETOS 
 
 
 
 
 
 
Joinville 
2014/1 
2 
 
JAISON JOSÉ DE PICOLI 
 
 
ESTUDO DE CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL DE AÇOS 
BAINÍTICOS ISENTOS DE CARBONETOS 
 
 
 
Trabalho de Conclusão de Curso apresentado ao 
Centro Universitário Tupy - UNISOCIESC como 
requisito parcial para a obtenção dotítulo 
Bacharel em Engenharia Mecânica. 
 
 
 
 
 
 
 
 
Orientadora: Prof. MSc. Daniele da Silva Ramos Co-orientador: Prof. Eng. Vitor 
Ogliari 
 
 
 
 
 
Joinville 
2014/1 
 
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JAISON JOSÉ DE PICOLI 
 
 
ESTUDO DE CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA E MICROESTRUTURAL DE AÇOS 
BAINÍTICOS ISENTOS DE CARBONETOS 
 
 
 
Este trabalho foi julgado e aprovado em banca, 
sendo assinado pelos professores da Banca 
Examinadora. 
 
 
 
____________________________________________________________ 
Profa. MSc Daniele Silva Ramos – IST (Orientadora) 
 
 
 
_________________________________________________________ 
Prof. Dr. Modesto Hurtado Ferrer - IST 
 
 
 
 
 
___________________________________________________ 
Prof. Eng. Vitor Ogliari – IST 
 
 
 
 
 
Joinville 
2014/1 
 
 
4 
 
DEDICATÓRIA 
 
Dedico este trabalho a toda a equipe de professores da UNISOCIESC, a meus 
amigos e familiares, em especial a minha esposa Janayna Chupel Neves de Picoli 
pelo apoio e compreensão durante todo o período acadêmico. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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AGRADECIMENTOS 
 
Agradeço a Deus por mais esta conquista, por prover o sonho da graduação, 
agradeço também a todos os amigos e colegas de classe, a toda a equipe da 
UNISOCISC que de alguma forma contribuiu para a concretização deste projeto, aos 
familiares pela ajuda e compressão da ausência em muitas circunstâncias, a minha 
orientadora Profa. MSC Daniele da Silva Ramos, meu co-orientador Vitor Ogliari e 
meus colegas de pesquisa Fabiano Bertoli e Gilliard Eismann. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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“Julgue seu sucesso pelas coisas que teve que renunciar para conseguir.” 
(Dalai Lama) 
7 
 
RESUMO 
 
Aços bainíticos isentos de carbonetos, são formados por uma estrutura muito 
particular e de caraterísticas mecânicas muito interessantes, para aplicações onde 
se requer um bom desempenho com a dureza, resistência a fadiga por fratura e 
considerável tenacidade para um aço que no caso deste estudo com elevado teor de 
carbono. Tem grande aplicação no setor automobilístico e ferroviário , porém não se 
restringe a apenas estes mercados, já que com as características acima citadas, 
abrem um grande leque de utilização. O estudo mostra através de analise de dureza 
e microscopia óptica, a caracterização microestrutural do aço com a variação do 
elemento de liga Ni (Níquel) em relação a composição do aço base, este por sua vez 
aumenta austemperabeilidade, ou seja, favorece no tratamento térmico de 
austêmpera fazendo com diminua consideravelmente a velocidade de resfriamento, 
sendo de aproximadamente 10°C por 1% de Ni e com isto tem o efeito retardador 
para formação da bainita. Com amostras analisadas entre 1min. a 839 horas, pode-
se determinar o inicio do fenômeno chamado de estáse, que compreende ao período 
onde não existem alterações microestruturais significativas e com esta determinação 
é que se ajusta o proceso de austêmpera, que consiste em resfriar o material em 
temperatura constante até que sejam obtidas as características desejadas. A 
temperatura de austempera foi de 280ºC e é nítida a transformação ao longo do 
tempo, sendo que no início do tratamento com 1 mim na porção de 0% de bainita e 
100% de martensita até estabilizar a transformação que ocorreu por volta de 20h 
com 79% de ferrita bainíta e 21% de martensita e manteve-se praticamente com a 
mesma quantidade transformada até o final do experimento. O mesmo pode-se 
afirmar na analise da dureza, que no inicio do tratamento apresentou valor elevado 
devido a grande presença de martensita atingindo 62,7RC e estabilizando também a 
partir de 24 horas entre 45 e 50 HC devido a grande porção de ferrita bainica 
presente. 
 
Palavras chave: Aços baínicos, transformação de fase, austêmpera, estáse, 
dureza, elementos de liga. 
 
8 
 
ABSTRACT 
 
Bainitic steels free of carbides are formed by a very particular and very interesting 
mechanical characteristics structure for applications where good performance with 
the hardness, resistance to fatigue fracture and considerable toughness for steel in 
the case of this study with high carbon content. It has wide application in the automotive 
and rail industry, but is not limited to only these markets, as with the characteristics 
mentioned above, open up a wide range of use. The study shows analysis by 
microscopy and hardness of the steel microstructure characterization of the variation 
of the element Ni (nickel) for the composition of the base steel, this in turn increases 
austempering, or favoring heat treatment austempering causing considerable 
reduction in the cooling speed, being approximately 10 ° C per 1% Ni and this has 
the effect retardant formation of bainite. With samples between 1min. 839 hours can 
determine the beginning of the phenomenon called stasis, which comprises the 
period where no significant microstructural changes and this determination is that the 
process of being austempering, which consists of cooling the material at a constant 
temperature until fits the desired characteristics are obtained. The temperature where 
the austempering occurred was 280 ° C and is sharp transformation over time, and at 
the beginning of treatment with 1 i in the range of 0% of bainite and 100% martensite 
to stabilize the transformation that occurred around 16h with 79% and 21% of bainite 
and martensite remained practically the same quantity processed by the end of the 
experiment. The same can be said in the analysis of hardness, which at the 
beginning of treatment showed high value due to the large presence of martensite 
reaching 62.7 RC and also stabilizing from 16 hours between 45 and 50 HC due to 
the large portion of this ferrite bainitic . 
 
 
 
Keywords: Baínic steels, phase transformation, austempering, stasis, hardness, 
alloying elements. 
 
 
 
9 
 
LISTA DE ILUSTRAÇÕES 
 
Figura 1 – Aço bainítico com grandes áreas de austenita não transformada ........... 19 
Figura 2 – Aplicações comerciais em ligas bainíticas ............................................... 22 
Figura 3 – Bainita B1 ................................................................................................. 24 
Figura 4 – Bainita B2 ................................................................................................. 24 
Figura 5 – Bainita B3 ................................................................................................. 24 
Figura 6 – Diagrama de classificação da bainita ....................................................... 24 
Figura 7 – Microestrutura formada pela transformação isotérmica ........................... 26 
Figura 8 – Diagrama de tranformação da bainita superior e inferior ......................... 27 
Figura 9 – Diferentes tipos de morfologia da bainita proposto por Aaeronson .......... 28 
Figura 10 –Microestrutura da bainita superior com aço rico em SI .......................... 30 
Figura 11 – Microestrutura de feixes de bainita inferior incompleta .......................... 31 
Figura 12 – Esquematização do processo de austêmpera ....................................... 32 
Figura 13 – Microestrutura de feixes de bainita inferior incompleta .......................... 33 
Figura 14 – Influência dos elementos mais comuns em aços comerciais ................. 34 
Figura 15 – Influência do cromo (Cr) nas curvas C ................................................... 36 
Figura 16 – Influência do Molibdênio (Mo) nas curvas C .......................................... 37 
Figura 17 – Influência do Níquel (Ni) nas curvas C ................................................... 37 
Figura 18 – Fluxograma de planejamento experimental ........................................... 40 
Figura 19 – Bloco modelo Y (mm) ............................................................................. 41 
Figura 20 – Material laminado ................................................................................... 42 
Figura 21 – Marcador rotativo ................................................................................... 43 
Figura 22 – Corpos de prova embrulhados em tela .................................................. 44 
Figura 23 – Forno 1 (Pré-aquecimento 450°C), Forno 2 (Austenitização 870°C) e 
Forno 3 (Austêmpera 280°C) .................................................................................... 45 
Figura 24 –Representação esquemática do experimento de tratamento térmico ..... 45 
Figura 25 – Local de limpeza corpos de prova .......................................................... 46 
Figura 26 – Durômetro rockwell ................................................................................ 47 
Figura 27 – Amostra embutida .................................................................................. 49 
Figura 28 – Equipamento de MO .............................................................................. 51 
Figura 29 – Ambiente de trabalho do programa ImageProPlus................................. 52 
 
 
10 
 
Figura 30 -Tabela e gráfico da evolução do ensaio de dureza Rockwell ao longo do 
tempo................ ........................................................................................................ 54 
Figura 31 – a) Microestrutura de amostra da liga 1, 280°C com 30 min. de 
austëmpera. Microscopia óptica (MO). (b) Microestrutura de amostra da liga 4, 
280°C com 30 min. de austëmpera. Microscopia óptica (MO). ................................ 55 
Figura 32 – Curvas que representam o aspecto da cinética da transformação 
bainítica durante austêmpera a 280°C em aços de alto carbono contendo teores 
variáveis de Ni.. ......................................................................................................... 55 
Figura 33 – Linearização das frações transformadas em função do tempo através da 
equação de JMAK. .................................................................................................... 59 
Figura 34 – a) aspectos morfológicos da transformação de fase no aço bainítico da 
liga 1 austemperado a 280C por 0,5h. b) aspectos morfológicos da transformação de 
fase no aço bainítico da liga 2 austemperado a 280C por 0,5h................................. 60 
Figura 35 – Formação de feixes de bainita ............................................................... 61 
Figura 36 – a) aspectos morfológicos da transformação de fase no aço bainítico da 
liga 1 austemperado a 280C por 2h. b) aspectos morfológicos da transformação de 
fase no aço bainítico da liga 2 austemperado a 280C por 2h. .................................. 61 
Figura 37 – Influência do Níquel (Ni) nas curvas C .................................................. 62 
Figura 38 – a) aspectos morfológicos da transformação de fase no aço bainítico da 
liga 1 austemperado a 280C por 8h. b) aspectos morfológicos da transformação de 
fase no aço bainítico da liga 2 austemperado a 280C por 8h ................................... 63 
Figura 39 – ) Aspectos morfológicos da transformação de fase no aço bainítico da 
liga 1 austemperado a 280C por 20h. b) aspectos morfológicos da transformação de 
fase no aço bainítico da liga 2 austemperado a 280C por 20h.................................. 64 
Figura 40 – a) aspectos morfológicos da transformação de fase no aço bainítico da 
liga 1 austemperado a 280C por 36h. b) aspectos morfológicos da transformação de 
fase no aço bainítico da liga 2 austemperado a 280C por 36h.................................. 65 
Figura 41 – a) aspectos morfológicos da transformação de fase no aço bainítico da 
liga 1 austemperado a 280C por 839h. b) aspectos morfológicos da transformação 
de fase no aço bainítico da liga 2 austemperado a 280C por 839h ........................... 65 
 
 
 
11 
 
LISTA DE TABELAS 
 
Tabela 1 – Nomenclatura das imagens ..................................................................... 43
 
Tabela 2 –Nomenclatura amostras embutidas .......................................................... 49
 
Tabela 3 – Nomenclatura das imagens ..................................................................... 51 
 
Tabela 4 – Resultado da fração de bainita transformada na liga 1 e liga 4............. 56 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
12 
 
LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS 
 
ABNT - Associação Brasileira de Normas Técnicas 
Al - Alumínio 
ASTM - American Society for Testing and Materials 
Bo - Boro 
C - Carbono 
Co - Cobalto 
Cr - Cromo 
ISSO - International Organization for Standardization 
MET - Microscopia eletrônica de transmissão 
Mn -Manganês 
Mo - Molibdênio 
MO - Microscopia óptica 
Ms - Inicio da transformação da austenita em martensita 
NBR - Norma Brasileira Regulamentadora 
Ni - Níquel 
P - Fósforo 
S - Enxofre 
Si - Silício 
TTT - Tempo, Temperatura, Transformação 
T0- Temperatura inicial 
RC - Dureza Rockwell 
ºC- Graus Celsius 
��- Austenita não transformada 
��- Ferrita bainítica 
M - Martensita 
Ma- Martensita mais austenita 
 
 
 
13 
 
SUMÁRIO 
 
1 INTRODUÇÃO ...................................................................................................... 15 
1.1 OBJETIVOS ........................................................................................................ 16 
1.1.1 Objetivo geral ................................................................................................ 16 
1.1.2 Objetivos específicos .................................................................................... 16 
2 FUNDAMENTAÇÃO TEÓRICA ............................................................................ 18 
2.1 AÇOS BAINITICOS ............................................................................................. 18 
2.2 AÇOS BAINÍTICOS ISENTOS DE CARBONETOS ............................................ 19 
2.1.1 Aplicações e propriedades de aços bainíticos isentos de carbonetos ..... 21 
2.3 TRANSFORMAÇAO DA BAINITA ....................................................................... 23 
2.3.1 Aspectos termodinâmicos da transformação da bainita ............................ 23 
2.3.1.1 Transformação bainítica por resfriamento contínuo ..................................... 23 
2.3.2 Transformação bainítica por processo isotérmico .................................... 25 
2.3.3 Aspéctos morfológicos da bainita ............................................................... 28 
2.3.3.1 Bainita Superior ............................................................................................. 29 
2.3.3.2 Bainita Inferior ...............................................................................................30 
2.4 TRANSFORMAÇÃO INCOMPLETA DA BAINITA .............................................. 32 
2.5 EFEITO DOS ELEMENTOS DE LIGA NA FORMAÇÃO DA BAINITA ................ 34 
3 METODOLOGIA ................................................................................................... 39 
3.1 MÉTODOS E MATERIAIS ................................................................................... 39 
3.1.1 Materiais ......................................................................................................... 40 
3.1.2 Métodos .......................................................................................................... 42 
3.1.2.1 Caracterização Mecânica ............................................................................. 46 
3.1.2.2 Tratamento isotérmico de austêmpera .......................................................... 48 
4 DISCUÇÃO DOS RESULTADOS .......................................................................... 53 
14 
 
4.1 CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA ATRAVÉS DE ENSAIO DE DUREZA ............ 53 
4.2 EVOLUÇÃO MICROESTRUTURAL .................................................................... 55 
4.3 ASPECTOS MORFOLÓGICOS .......................................................................... 59 
4.3.1 Micrografia e análise de aspectos morfológicos através de microscopia 
óptica.....................................................................................................................60 
5 CONCLUSÕES ..................................................................................................... 66 
REFERÊNCIAS ......................................................................................................... 68 
 
15 
 
1 INTRODUÇÃO 
A busca por novos materiais e tecnologias é constante, isto porque na atual 
economia totalmente globalizada, a indústria que conseguir um material de 
qualidade e por melhor preço, isto em qualquer lugar do mundo, terá grande chance 
de largar na frente e vencer a concorrência. Dominar o processo, assim como 
conhecer a estrutura e composição do material faz com que seja possível adequar e 
procurar alternativas que atendam as necessidades garantindo a qualidade do 
material a ser obtido e com custo de matéria-prima ou processo mais barato. 
É crescente a procura por materiais com propriedades mecânicas 
multifuncionais, ou seja, que reúnam características normalmente inversamente 
proporcionais, como por exemplo, tenacidade e dureza, mas o que se procura em 
muitos casos é um misto de propriedades equalizadas para atender aplicações 
específicas onde se faz necessário o emprego de ligas de alto desempenho. 
Aços de microestrutura ferrita bainítica são relativamente novos, e somente 
em 1939, Mehl descobriu a existência de bainitas diferentes, a que chamou de 
bainita superior e bainita inferior, hoje sabe-se de sua vasta aplicação que pode ser 
estendida a eixos, parafusos, grandes peças forjadas que geralmente forjados 
atendem a indústria automotiva, de geração de energia, produção de máquinas, 
transporte de carga e passageiros como rodas, trilhos e mancais/pistas de 
rolamentos de trens onde recebem grandes cargas, impacto, altas velocidades e 
pouca lubrificação (BHADESHIA, 1992). 
A microestrutura bainítica pode ser descrita, como uma mistura de fases da 
ferrita e sementita, com redistribuição do carbono após o cisalhamento sendo uma 
transformação difusa, que normalmente precipita carbonetos, estes carbonetos de 
forma geral, aumentam a dureza e invariavelmente fragilizam o material, de acordo 
com Silva (2009), o aparecimento de carbonetos na estrutura do material, se deve a 
manutenção da temperatura no processo de austêmpera e isto faz com que a 
energia livre gerada pela rejeição do carbono diminua, levando a precipitação dos 
carbonetos dentro da austenita. 
As propriedades mecânicas requeridas a todas as aplicações estão 
diretamente ligadas à composição química do material e esta por sua vez, irá 
16 
 
influenciar além das propriedades mecânicas, todo o processo de transformação, 
seja de temperatura ou tempo, tipo de tratamento a ser empregado, custo e 
viabilidade. A maioria dos elementos de liga melhoram a temperabilidade, 
deslocando a curva de transformação para direita, (CHAVIER, 2009). 
O presente estudo pretende mostrar a transformação bainítica de modo geral, 
completa, incompleta, do aspecto morfológico e termodinâmico, será utilizado o 
tratamento de austempera em diferentes temperaturas que serão de 280°C e 370°C 
e observar a influência do elemento de liga Níquel (Ni), sempre comparando a o 
material base composto por Carbono (C), Silício (Si), Manganês (Mn), Níquel (Ni), 
Cromo (Cr), Molibdênio (Mo), Alumínio (Al), Fósforo (P) e Enxofre (S). 
O que se pretende, é verificar o intervalo de transformação, chamado de 
estáse, onde há austenita está retida entremeada ao restante da estrutura sem que 
se tenha iniciado a precipitação de carbonetos. 
 
 
1.1 OBJETIVOS 
1.1.1 Objetivo geral 
Avaliar a influência do Níquel (Ni) e de liga no tratamento de austêmpera e 
quantificar a evolução microestrutural ao decorrer do tempo. 
 
1.1.2 Objetivos específicos 
a) Caracterizar a morfologia da bainita durante o processo de 
austêmpera; 
b) Acompanhar a evolução da transformação através de ensaios de 
dureza e microscopia óptica; 
17 
 
c) Avaliar a influência dos elementos de liga em especial a influência do 
Níquel (Ni) na cinética e morfologia da transformação bainítica; 
d) Determinar de forma experimental o intervalo da estase; 
 
18 
 
2 FUNDAMENTAÇÃO TEÓRICA 
A fundamentação teórica foi baseada na literatura existente referente a aços 
bainíticos, afim de obter um embasamento teórico para tratar do assunto com mais 
propriedade e técnica. 
2.1 AÇOS BAINITICOS 
 
A microestrutura bainítica pode ser descrita, como uma mistura de fases da 
ferrita e cementita, com redistribuição do carbono após o cisalhamento sendo uma 
transformação difusa, que normalmente precipita carbonetos. Semelhante ao 
processo de obtenção da perlita, diferem no arranjo da ferrita e cementita que não 
são lamelares como na perlita, a ferrita surge na forma e cristais acirculares com a 
cementita precipitada em seus contornos (KRAUSS,1990). 
Aaustenita ao ser resfriada até a faixa de temperaturas entre 200 e 540°C, 
ocorre a formação da estrutura chamada bainita e isto porque a cementita crescerá 
na forma de agulhas extremamente finas, ao invés de camadas. 
As ligas de aço bainítico são relativamente novas, e somente em 1939, Mehl 
descobriu a existência de bainitas diferentes, a que chamou de bainita superior e 
bainita inferior, e o termo bainita surgiu devido a uma homenagem de uma 
homenagem de um grupo de pesquisadores do laboratório United States Steel 
Corporation Laboratory de New Jersey a E.C. Bain, que junto a Davenport, 
descobriram uma microestrutura constituída de ferrita acicular diferente de estruturas 
formadas por perlita ou martensita (BHADESHIA, 2001). 
 A fase ferrita na bainita é, em geral, altamente deformada. A deformação 
advém das alterações volumétricas provocadas pela transformação e no excesso de 
carbono preso nos interstícios atômicos, devido ao rápido resfriamento até baixas 
temperaturas. Para temperaturas entre 300 e 540°C, a bainita se forma como uma 
série de fitas paralelas ou agulhas de ferrita, separadas por partículas alongadas da 
fase cementita e tal estrutura denominada como bainita superior. Entre 
aproximadamente 200 e 300°C, a fase ferrita forma placas finas com partículas 
19 
 
delgadas de cementita, formando-se no interior dessas placas de ferrita e esta 
estrutura é chamada de bainita inferior, estas diferentes estrutura de bainita serão 
melhor abordas posteriormente com mais detalhes (CALLISTER, 2002).2.2 AÇOS BAINÍTICOS ISENTOS DE CARBONETOS 
Aços bainíticos isentos de carbonetos,são uma estrutura muito particular e de 
características mecânicas muito interessantes para aplicações onde se requer um 
bom desempenho com a dureza, resistência a fadiga por fratura e considerável 
tenacidade para um aço que no caso deste estudo com elevado teor de carbono. A 
grande diferença e vantagem deste tipo de aço em relação ao outros aços bainiticos 
onde requer as características acima citadas, é presença de austenita retida com 
alto teor de carbono na forma de filmes entre as subunidades da bainita, isto se deve 
ao interrompimento do processo de transformação da bainita no processo isotérmico 
de austêmpera impedindo a precipitação de carbonetos a partir da ferrita saturada o 
que fragilizaria o material(BHADESHIA, 2001). 
De acordo com Silva (2008), o aparecimento de carbonetos na estrutura do 
material, se deve a manutenção da temperatura no processo de austempera e isto 
faz com que a energia livre gerada pela rejeição do carbono diminua, levando a 
precipitação dos carbonetos dentro da austenita. 
Para que se obtenha a condição de um aço isento de carbonetos Bhadeshia e 
Edmonds (1979), sugerem a adição de elementos de liga como silício, cromo, níquel 
e molibdênio, afim de facilitar a obtenção deste tipo de aço. Reforçando a afirmação 
acima, (BARBACKI 1995), diz que o aspecto básico para obtenção do aço isento de 
carbonetos, consiste na combinação de elevado teor de silício com adição de 
manganês ou níquel.Como citado anteriormente, existes grandes vantagem na 
utilização deste tipo de aço, mas de acordo com Bhadeshia (BHADESHIA, 2001), 
não é raro acontecer e, tratasse de uma grande desvantagem deste tipo de 
estrutura, é possibilidade de haver grandes blocos de austenita retida, que uma vez 
submetida a elevadas tensões, recebe energia suficiente para que haja uma 
transformação para martensita de alto teor de carbono, que por sua vez, irá elevar 
muito a dureza localizada e como consequência fragilizar o material. 
20 
 
Logo abaixo, na Figura 1, pode-se observar as áreas com grandes blocos de 
austenita retida citadas por Bhadeshia 2001. 
 
 
Figura 1 – Aço bainítico isento de carbonetos com grandes áreas de austenita não 
transformada 
 
Fonte: Adaptado de Bhadeshia,(2001) 
 
Para eliminar, ou diminuir consideravelmente a presença destes grandes 
blocos de austenita retida, Bhadeshia cita três formas eficazes: 
 
a) Reduzir a temperatura de transformação isotérmica; 
b) Reduzir a concentração total de carbono no aço; 
c) Mover a curva de �� do diagrama de fases para grandes concentrações 
de carbono; 
 
Sendo que para reduzir a temperatura deve-se observar o limite para inicio da 
transformação da martensita. 
 
21 
 
2.2.1 Aplicações e propriedades de aços bainíticos isentos de carbonetos 
De acordo com Chiaverini (1977), o que definirá as propriedades de um aço 
bainítico, serão os elementos de liga a ele adicionados. Isto porque, os elementos 
adicionados irão aumentar ou diminuir a temperabilidade pelo deslocamento das 
curvas de inicio e fim de transformação, aumentam a dureza e a resistência 
mecânica na ferrita quando nela dissolvidos, aumentam a resistência a corrosão 
principalmente com a adição me elementos como: cromo, níquel, cobre, fósforo. 
Um rigoroso processo de transformação isotérmico, garante um aço livre de 
carbonetos e este aço diferenciado proporciona propriedades excelentes como: alta 
ductilidade, tenacidade, resistente a fadiga, resistente a abrasão e boa resistência a 
tração e segundo Barbacki (1995), pode chegar a 1400 MPa de resistência ao 
escoamento e em torno 100 MPa. m½ de tenacidade a fratura.Esta combinação de 
propriedades fizeram com que peças antes produzidas com aços perlíticos, por 
exemplo, sejam substituídas por este material com propriedades mecânicas mais 
contundentes, tendo um combinado de vantagens nunca vista antes em outros tipos 
de aço (BHADESHIA, 2005). 
A aplicação pode ser estendida a eixos, parafusos, grandes peças forjadas 
que geralmente forjados atendem a indústria automotiva, de geração de energia, 
produção de máquinas, transporte de carga e passageiros como rodas, trilhos e 
mancais/pistas de rolamentos de trens onde recebem grandes cargas, impacto, altas 
velocidades e pouca lubrificação (BHADESHIA, 1992). 
Segundo Barbacki (1995) estes aços comercialmente são divididos em três 
principais classes: 
• Aços de baixa liga, para aplicações gerais 
• Aços de baixa liga resistente à fluência 
• Aços de alta resistência com médio e alto carbono 
 
Abaixo na Figura 2, tem-se uma tabela retirada do estudo de (BHADESHIA, 
2001), onde são apresentadas aplicações comerciais de ligas bainíticas. 
22 
 
Figura 2 – Aplicações comerciais de ligas bainíticas
 
Fonte: Bhadeshia,(2001) 
23 
 
2.3 TRANSFORMAÇAO DA BAINITA 
Ainda não estão totalmente esclarecidos os mecanismos de transformação 
bainítica, isto por que, existem teorias divergentes quanto à obtenção deste material. 
 Em seu artigo Hillert (2002), se mostra surpreso pela considerável 
controvérsia quando se fala em transformação da bainita, isto porque esta 
controvérsia não parece proveniente uma falta de informação experimental e parece 
ser mais provável que a interpretação da informação disponível e baseada em 
paradigmas diferentes entre diferentes escolas, assim as opiniões sobre varias 
características e métodos são geralmente inter-relacionadas e cada escola de 
pensamento desenvolve um quadro auto consistente, com os recursos. 
 A bainita, é uma formação complexa, formada pelo crescimento de uma fase 
ferrita acircular juntamente com pontos isolados de carbonetos, maretensita e 
austenita retida OLIVEIRA (1994). Para Oliveira (1994), existem duas maneiras de 
se obter a transformação bainítica, sendo que a primeira, por resfriamento contínuo, 
sua composição química influencia muito na temperatura de inicio de transformação 
(Bi) e segunda forma seria por transformação isotérmica onde a formação de bainita 
ocorre em uma faixa de temperatura entre o inicio da transformação da martensita e 
as temperaturas de transformação da ferrita e perlita (BHADESHIA, 2001). 
 
2.3.1 Aspectos termodinâmicos da transformação da bainita 
2.3.1.1 Transformação bainítica por resfriamento contínuo 
Para Branfitt e Speer (1990), existem três tipos de bainita produzidas através de 
resfriamento continuo, que são elas: 
 
a) Bainita B1: ferrita acicular associada com precipitação intracristalina de 
partículas de carbonetos de ferro; 
b) Bainita B2: ferrita acicular associada com partículas ou filmes intercristalinos 
de carbonetos de ferro e/ou austenita; 
c) Bainita B3: ferrita acicular associada com um constituinte composto por ilhas 
discretas ou regiões massivas de austenita e/ou martensita, ou perlita. 
24 
 
Nas Figuras 3, 4 e 5, são mostradas as diferentes estruturas de bainita B1, B2, B3. 
 
 Figura 3 – Bainita B1 Figura 4 – Bainita B2 Figura 5 – Bainita B3 
 
Fonte: Bramfitt e Speer (1990) Fonte: Bramfitt e Speer (1990) Fonte: Bramfitt e Speer (1990) 
 
 
 
Observa-se abaixo na Figura 6, o esquema de classificação também proposto por 
Bramfitt e Speer (1990). 
 
 
 
Figura 6 – Diagrama de classificação da bainita 
 
Fonte: Bramfitt e Speer (1990) 
 
Ainda na obtenção da bainita por resfriamento continuo, pode-se citar que é o 
processo mais comum e usado atualmente, isto muito se deve ao grande range de 
temperaturas e taxas de resfriamento o que é muito interessante por exemplo, em 
25 
 
peças de grande porte devido a constância das características mecânicas obtidas ao 
longo de sua secção transversal ao serresfriadas ao ar (CORDINE, 2013). 
2.3.2 Transformação bainítica por processo isotérmico 
O processo isotérmico, não tem uma utilização tão difundida quanto ao 
processo de resfriamento continuo, isto se deve ao fato de ser um processo mais 
demorado e caro de se obter este tipo de estrutura e é aplicado apenas em 
situações onde se quer uma estrutura onde não se consegue obter por resfriamento 
continuo, como por exemplo, uma bainita isenta de carbonetos (BHADESHIA, 
2001).No processo isotérmico, a transformação da bainita é a do tipo completa, com 
uma microestrutura composta por uma mistura não lamelar de ferrita e carbonetos e 
são classificadas na literatura como bainita superior e bainita inferior, que se 
distinguem principalmente pelo local onde se precipitam os carbonetos 
(BHADESHIA, 2001).Estas morfologias (bainita superior e inferior) são consideradas 
as principais e ocorrem de acordo com a temperatura onde se formam (SILVA; MEI, 
1988). 
Em uma definição semelhante (AARONSON, 1999) descreve esta fase tendo 
como constituinte ferrita acircular ou em placas e carbonetos dispersos precipitados 
da ferrita. 
Neste processo, a temperatura é mantida constante até que haja a transformação da 
austenita na proporção desejada que pode ser completa ou incompleta e pode ser 
realizada em todas as temperaturas em que a formação de perlita e ferrita pro 
eutetoide sejam lentas e temperatura acima da temperatura do inicio da martensita 
(BHADESHIA, 2001). 
 Como citado anteriormente, podemos obter microestruturas constituídas em 
diversas temperaturas, na Figura 7, são mostradas microestruturas formadas por 
transformação isotérmica a 180°C e 290°C. 
 
 
 
 
 
26 
 
 
Figura 7 – Microestruturas formadas por transformação isotérmica 
 
Fonte: Bhadeshia (2001) 
 
Observa-se na imagem (a) a microestrutura formada a 290°C e na imagem(b) 
observa-se a microestrutura formada a 180°C. 
Como citado anteriormente, as principais microestruturas observadas no 
processo isotérmico com transformação completa, são as da bainita superior, bainita 
inferior e suas principais diferenças são mostradas na Figura 8seguinte: 
27 
 
Figura 8 – Diagrama de transformação da bainita superior e inferior
 
Fonte: Bhadeshia (2001) 
 
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 também por 
precipitados de carbonetos. 
A bainita inferior possui a microestrutura e cristalografia semelhantes às da 
bainita superior, sendo o que difere é a espessura das ripas de ferrita que são ainda 
mais finas do que as encontradas na bainita superior e também com carbonetos 
precipitados e entremeados a austenita (BHADESHIA, 2000). 
 
28 
 
2.3.3 Aspectos morfológicos da bainita 
A microestrutura da bainita que se apresenta em aço de media e alta liga e 
variada, a bainita e uma mistura de ferrita e carbonetos precipitados e é dependente 
da partição de carbono e ordenadas de forma não lamelar. De acordo com a citação 
de Müller, (2010) do estudo de Aaeronson, existem seis morfologia distintas da 
bainita como pode-se ver abaixo na Figura 9. 
 
Figura 9 – Diferentes tipos de morfologia da bainita proposto por Aaeronson 
 
FONTE: Reynolds, Aaronson e Spanos (1991, vol.32, p.737). 
 
(a) Bainita nodular 
(b) Bainita colunar 
(c) Bainita superior 
(d) Bainita inferior 
(e) Bainita alotriomorfa de contorno de grão 
(f) Bainita inversa 
As duas morfologias mais estudas são: (c) Bainita superior e (d) Bainita 
inferior, que serão melhor detalhadas a seguir. 
 
29 
 
2.3.3.1 Bainita Superior 
 
A microestrutura da bainita superior ocorre entre 550°C e 350°C e consiste 
em finas ripas de ferrita, estas ripas, possuem espessura média de 0,2µ e 
comprimento de 10 µ. As ripas crescem de forma a se agruparem e assim se 
moldam em feixes. Em cada um dos feixes as ripas são alinhadas de forma paralela 
e possuem orientação cristalográfica idêntica e definidas. As ripas individuais dos 
feixes são denominadas subunidades da bainita. Normalmente, separadas por 
contornos com pequeno alinhamento ou por partículas de cementita (BHADESHIA e 
EDMONDES,1980). 
 Em estágios distintos, a formação da bainita superior inicia com a nucleação 
das ripas de ferrita nos contornos de grão da austenita, isto se deve a difusão do 
carbono que sai da estrutura CCC (cúbica de corpo centrado) fazendo com que o 
não ocorra o inicio da formação da martensita pelo fato da temperatura de início da 
transformação da martensita diminuir e assim enriquecendo a austenita forçando os 
carbonetos a se aglutinarem formando estruturas finas (OHMORI, OHTANI, 
KUNITAKE, 1971). 
A deformação sofrida na região transformada muito se assemelha com a 
deformação sofrida pela martensita com a componente de cisalhamento, porém 
como citado acima, a bainita superior cresce em temperatura mais elevada se 
comparada com a martensita. 
 Na figura 10, pode-se observar uma microestrutura rica em silício onde foi 
interrompida a precipitação de carbonetos e desta foram, surgem filmes de austenita 
retida entre as ripas de ferrita (a), (b) micrografia de transmissão em campo claro, (c) 
imagem de campo escuro da austenita retida, (d) montagem do feixe de austenita 
retida obtida por (MET BHADESHIA e EDMONDES, 1980). 
 
 
 
 
 
 
 
 
30 
 
Figura 10: Microestrutura da bainita superior com aço rico em SI 
 
 
Fonte: Bhadeshia e Edmondes (1980) 
 
 
2.3.3.2 Bainita Inferior 
 
 Diferente da bainita superior, com formato que se assemelha a agulhas, a 
bainita inferior tem o formato mais parecido com placas podendo chegar ate a 5µ de 
largura. Para (GOLDENSTAEIN, 2002), este tipo de formação (placas) ocorre 
apenas em aços com maior teor de carbono, isto se comprova se analisarmos a 
temperatura de inicio de transformação da martensita que tem inicio acima dos 
400°C impossibilitando que ocorra este tipo de microestrutura que se forma com 
temperatura que variam entre 250°C e 350°C e assim como na bainita superior esta 
temperatura irá depender da composição química do material (BHADESHIA, 2001). 
31 
 
 Em um relato semelhante ao de Goldenstein, (ZEPTER, 2007) afirma que para 
a obtenção de bainita inferior e preciso haver um material mais rico em carbono, isto 
se deve ao fato de ser mais difícil as ripas de ferrita bainítica supersaturadas 
sofrerem difusão do carbono. 
 O crescimento de uma placa individual com os carbonetos precipitados no 
interior da matriz na bainita inferior é lenta, pois primeiramente nucleiam-se e novas 
ripas de ferrita na austenita são formadas (ZEPTER, 2007). 
 Pelo fato dos carbonetos da bainita inferior serem extremamente finos e uma 
vez precipitados no interior da ferrita, uma pequena quantidade é dividida com a 
austenita retida e isto significa que carbonetos finos em pequena quantidade se 
precipitam entre as ripar de ferrita conferindo a bainita inferior uma tenacidade maior 
do que a encontrada na bainita superior (BHADESHIA, 2001). 
Abaixo, na Figura 11, pode-se observar exemplos da microestrutura onde são 
ilustrados feixes da bainita inferior em uma transformação incompleta. 
 
Figura 11: Microestrutura de feixes de bainita inferior incompleta
Fonte: Bhadeshia (2001) 
 
A figura 11, acima, mostra em: (a) Micrografia óptica mostrando feixes de 
bainita inferior em uma transformação parcial, em (b) subunidades da bainita inferior 
mostradas através de microscópio eletrônico de transmissão (MET). 
32 
 
2.4 TRANSFORMAÇÃO INCOMPLETA DA BAINITA 
Com o processo de transformação isotérmico, austempera, podemos interromper a 
transformação da bainita e obter propriedades mecânicas interessantes como por 
exemplo uma estruturaisenta de carbonetos.Neste processo, ao ser interrompida a 
transformação da austenita, que seria transforma em ferrita bainita, ela fica 
entremeada na estrutura na forma de austenita retida com alto teor de carbono, que 
desta forma é estabilizada pela máxima concentração de carbono admissível na 
reação bainítica e não ocorre a precipitação do carbono na ferrita na forma de 
carbonetos o que em determinadas aplicações não se quer, devido a característica 
de fragilizar o material com a presença de carbonetos (BHADESHIA e EDMONDS, 
1980). 
Na Figura 12, a seguir, é ilustrado o processo de transformação incompleta da 
bainita, onde no ponto (A) é iniciado o processo de aquecimento que vai até o ponto 
(B) que a temperatura para que ocorra a austenitização onde permanece até que 
ocorra toda a transformação microestrutural no material, tempo representado no 
ponto (C), no ponto (D), o material é resfriado até a temperatura adequada ao 
processo que é mantido isotermicamente até o ponto (E) e posteriormente resfriado 
ao ar ponto (F). 
Figura 12: Esquematização do tratamento de austêmpera 
. 
Fonte: Kovacs (1990) 
33 
 
 
O processo de estagnação da bainita é também chamado de estáse que pode 
ser compreendido como período em que não há transformação alguma, o material 
pode permanecer nesta condição por grandes períodos e é influenciado pela 
presença de elementos de liga no material. A estase, esta diretamente ligada 
separação entre as curvas C e abaixo da baía na curva TTT. 
Na Figura 13 é ilustrada a cinética da transformação bainítica com a presença 
do fenômeno de estáse, onde se vê no intervalo de (A) para (B), a nucleação 
simpática da ferrita que segundo (GOLDENSTEIN,2002 e FERRER, 2003) é a 
nucleação de subunidades a partir da interface α/γ que é gerada neste processo, de 
intervalo de (B) para (C) tem-se a “janela” de transformação que é a estáse, que 
como já dito anteriormente, o material permanecesse nesta condição por grandes 
períodos sem que haja transformação e haverá alteração na microestrutura a partir 
do ponto (C), onde SPANOS G, FANG H.S. e AARONSON, (1990) relata em seu 
artigo que começará a precipitar carbonetos na interface oriunda da redistribuição do 
carbono na austenita supersaturada ocorrendo a nucleação no interior da austenita. 
 
Figura 13: Microestrutura de feixes de bainita inferior incompleta 
 
Fonte: Adaptado de Reynolds, Aaronson e Spanos (1991) 
34 
 
2.5EFEITO DOS ELEMENTOS DE LIGA NA FORMAÇÃO DA BAINITA 
A escolha dos elementos liga que irão constituir o material, irá afetar 
diretamente as características para o processo do tratamento térmico principalmente 
na temperabilidade, custo do material e processo, viabilidade e também as 
características mecânicas como: tenacidade, limite de escoamento, dureza, 
resistência a fadiga, resistência ao desgaste, impacto, soldabilidade, 
conformabilidade. 
Pode-se verificar na Figura 14 de forma sucinta, a influência dos elementos 
de liga mais frequentes de aços comercias. 
 
Figura 14: Influência dos elementos mais comuns em aços comerciais 
 
Fonte: Revista CIMM (2014) 
 
A maioria do elementos de liga melhoram a temperabilidade, deslocando a 
curva de transformação para direita, mas segundo Chavier (2009), o cobalto tem 
efeito contrario, pois desloca a curva de transformação para a esquerda e diminui a 
velocidade de decomposição da austenita, seja em perlita ou bainita, embora haja 
35 
 
um aumento do domínio de temperatura da transformação bainítica (FERNANDES, 
2003). 
Uma comparação rápida, com um aço eutetóide sem cobalto, a velocidade 
crítica de têmpera, é na ordem de grandeza 100 �� 	⁄ , enquanto que um aço com 
cerca de 5% de cobalto dobra esta velocidade que é em torno de 200 �� 	⁄ e chega 
a 500 �� 	⁄ com adição de 7% (FERNANDES, 2003). 
Além do cobalto, outros elementos de liga não são interessantes na obtenção 
de bainita isenta de carbonetos, isto porque, a adições destes elementos tem 
implicações relevantes na formação de carbonetos que por sua vez fragilizam o 
material, alguns elementos estabilizadores da ferrita são também carburígenos, ou 
seja, apresentam forte afinidade para a formação de carbonetos, os elementos 
carburígenos mais relevantes por ordem crescente de afinidade para o carbono 
são:Cromo(Cr), Tungstênio(W), Molibdênio(Mo), Titânio (Ti), Nióbio Nb, TântaloTa, 
Zircônio Zr (FERNANDES, 2003). 
Além dos elementos citados acima, outros elementos irão afetar o aço de 
forma negativa, pois invariavelmente estarão presentes como impurezas, como 
enxofre e o fósforo que prejudicam na qualidade do material por serem inclusões 
fragilizantes e tendem a promover segregação no material e segundo Barbacki 
(1995) é aceitável um teor máximo de 0,05% de enxofre na microestrutura do 
material. 
Por outro lado, elementos como o silício (Si), manganês (Mn), níquel (Ni) e 
até mesmo o cobalto (Co), inibem a formação de carbonetos, que é essencial pra o 
material deste estudo (FERNANDES, 2003). Os principais elementos estabilizadores 
da austenita em temperatura ambiente, são o níquel e manganês e, isto dependerá 
da quantidade mínima destes elementos. 
O elemento que tem a maior influência sobre o aço , segundo Chiaverini 
(1977), é o carbono, pois aumenta muito a temperabilidade, dureza e o limite de 
escoamento e é considerado um elemento barato e de fácil obtenção e introdução 
no material, todavia, oferece efeito negativo na tenacidade e na soldabilidade. 
O carbono também é que tem a maior influência no inicio da transformação da 
austenita em martensita (Ms) que é um ponto limiar e determinante no estudo para a 
obtenção da bainita. 
Os elementos de liga em solução sólida na austenita, além de deslocarem 
(em maior ou menor) grau as curvas de transformação, contribuem na formação das 
36 
 
curvas “C” de forma individualizada, diferente do aço ao carbono que se consegue 
identificar apenas uma curva (FERNANDES, 2003). 
O Cromo (Cr) tem aproximadamente o mesmo efeito sobre o campo perlítico 
e bainítico e para concentrações de cromo superiores a 3% a separação entre estes 
dois domínios é completa, como pode ser observado na Figura 15. 
 
Figura 15: Influência do cromo (Cr) nas curvas C 
 
Fonte: Fernandes(2003) 
 
Fica evidente a influência nas curvas a medida em que se aumenta o teor de 
cromo, em (a) tratasse de uma material com 0,40% de Carbono e 0,5% de Cromo e 
em (b) material com 0,35% de Carbono e 2,0% de Cromo. 
A adição do Molibdênio traz como consequência um deslocamento (para tempos 
mais longos) muito mais acentuado do campo perlítico e do bainítico, conforme 
mostra a Figura 16. 
 
 
 
 
 
 
 
 
37 
 
Figura 16: Influência do Molibdênio (Mo) nas curvas C 
 
Fonte: Fernandes(2003) 
 
(a) Material com 0,40% de Carbono e 0,2% de Molibdênio 
(b) Material com 0,40% de Carbono e 0,5% de Molibdênio 
(c) Material com 0,3% de Carbono e 2,0% de Molibdênio 
 
O Níquel tem uma influência muito reduzida sobre a retardação das 
transformações isotérmicas; o seu efeito consiste em um deslocamento das curvas 
em "C" para tempos mais longos sem alterar substancialmente nem a forma nem as 
posições relativas, mostrado a seguir na Figura 17. 
 
Figura 17: Influência do Níquel (Ni) nas curvas C 
 
Fonte: Fernandes(2003) 
38 
 
(a) Material com 0,60% de Carbono e 1,0% de Níquel 
(b) Material com 0,60% de Carbono e 4,0% de Níquel 
 
Ainda com relação ao níquel, pode-se dizer que ele aumenta 
austemperabeilidade, ou seja, favorece no tratamento térmico de austêmpera 
fazendo com diminua consideravelmente a velocidade de resfriamento, sendo de 
aproximadamente 10°C por 1% de Nie com isto tem o efeito retardador para 
formação da bainita (BARBACKI, 1995). 
Além da melhora no tratamento daaustêmpera, o níquel eleva a tenacidade 
do material a baixas temperaturas e aumenta a resistência da ferrita e com adição 
de grandes quantidades, melhora a resistência a corrosão e combinado a Cromo 
e/ou Molibdênio eleva as propriedades mecânicas do aço (RANIERI, 2005). 
39 
 
3 METODOLOGIA 
Como passo inicial para a metodologia da pesquisa, faz-se necessário 
conhecer e entender o fenômeno da transformação bainítica, através de revisão de 
literatura existente e trabalhos referentes ao assunto. Posteriormente, se iniciou o 
processo de preparação das amostras para o tratamento térmico e inicio das 
tomadas de resultados, para que seja possível levantar informações contundentes 
que comprovem ou se assemelhem com as informações levantas na revisão de 
literatura. 
 
3.1 MÉTODOS E MATERIAIS 
Neste capítulo apresenta-se o processo sistemático de desenvolvimento do 
método científico, cujo propósito fundamental é conduzir resultados aos objetivos do 
estudo, mediante do emprego de procedimentos científicos (GIL, 1989 p.19). 
A Figura 18 a seguir, mostra o fluxo planejado das atividades realizadas. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Figura 18 
3.1.1 Materiais 
Para a realização dos 
departamento de Fundição nas áreas de Serviços de Engenharia da Sociedade 
Educacional de Santa Catarina (
Schmitt, Davi Kandler Signori e Luana Martins; que realizaram 
materiais do presente trabalho, porém com outras variáveis, como temperatura e 
tempos de transformação
Assim no atual trabalho, estudou
anteriormente, essas apresentam composição levemente hipere
variação significativa e analisada em relação ao elemento químico
conforme pode ser observado abaixo.
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Figura 18 – Fluxograma de planejamento experimental
Fonte: O Autor (2014) 
 
 
Para a realização dos experimentos foram utilizados aços 
de Fundição nas áreas de Serviços de Engenharia da Sociedade 
Educacional de Santa Catarina (UNISOCIESC), pelos alunos Rafael de Souza 
Davi Kandler Signori e Luana Martins; que realizaram estudos nos mesmos 
materiais do presente trabalho, porém com outras variáveis, como temperatura e 
tempos de transformação 
Assim no atual trabalho, estudou-se duas das quatro ligas de aços fundidas 
anteriormente, essas apresentam composição levemente hipere
variação significativa e analisada em relação ao elemento químico
conforme pode ser observado abaixo. 
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40 
 
Fluxograma de planejamento experimental 
 
s aços fundidos no 
de Fundição nas áreas de Serviços de Engenharia da Sociedade 
pelos alunos Rafael de Souza 
estudos nos mesmos 
materiais do presente trabalho, porém com outras variáveis, como temperatura e 
se duas das quatro ligas de aços fundidas 
anteriormente, essas apresentam composição levemente hipereutética, com 
variação significativa e analisada em relação ao elemento químico Níquel (Ni) 
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41 
 
- Liga 1: 0,5% de Níquel (liga base) 
- Liga 2: 1,85% de Níquel 
 
Na composição química do material foi variado o teor do Níquel (Ni)para 
poder avaliar o efeito potencial do elemento na estabilidade da austenita, nas etapas 
de austenitização e de austêmpera, avaliação que será feita através de ensaios que 
serão citados no decorrer deste capitulo. 
Entretanto, nestes materiais observa-se um teor elevado de silício devido o 
seu efeito inibidor na precipitação da cementita durante a reação bainítica, a fim de 
que a cinética de nucleação e crescimento dos carbonetos passasse a ser 
controlada pela difusão deste elemento substitucional e assim consequentemente, 
que a austenita remanescente ficasse enriquecida em carbono, que favorece o 
aumento da sua estabilidade. 
As ligas foram fundidas em blocos modelo Y, conforme padronização ASTM 
E8 para ferros fundidos e aços. As características geométricas e dimensionais dos 
blocos fundidos apresentam-se na Figura 19 abaixo: 
 
Figura 19 – Bloco modelo Y (mm) 
 
Fonte: Schmitt (2013) 
 
O material, ainda pelos alunos anteriormente citados, passou pelo processo 
de corte à jato da água junto à empresa Weld Vision e laminação à quente junto à 
Empresa Metisa-Metalúrgica Timboense S.A., na cidade de Timbó-SC, a fim de 
quebrar a estrutura de solidificação e de facilitar a obtenção dos corpos de prova 
para tratamento térmico e ensaios mecânicos. 
42 
 
O processo de laminação empregado foi realizado a quente, para uma melhor 
homogeneização do material. 
A Figura 20 a seguir ilustra a geometria e as dimensões do material após a 
laminação. 
 
 
Figura 20 – Material laminado 
 
Fonte: Bertoli (2014) 
 
A espessura do material após a laminação foi de 7mm e para eliminar 
incrustações, o material passou pelo processo de retífica ficando com espessura 
final de 6mm. 
Em posse desses lingotes de aço laminados, deu-se a confecção dos corpos 
de prova com formato retangular para a execução dos experimentos de austêmpera 
do presente estudo. Para efetuar os cortes foi utilizado o equipamento Cut-Off do 
laboratório de preparação de amostras da UNISOCIESC, sendo que os mesmos 
foram realizados na direção longitudinal e transversal das tiras, de modo que obteve-
se corpos de prova com dimensão de 12mm x 8mm x 7mm. 
3.1.2 Métodos 
O procedimento experimental do presente estudo, inicializou-se realizando a 
identificação da respectiva liga de cada corpo de prova na face com maior 
rugosidade, face esta que posteriormente não seria usada para teste de dureza ou 
revelação da microestrutura. 
43 
 
Para identificação das mesmas, foram gravados símbolos de fácil 
interpretação e realização. A tabela 01 mostra os símbolos aplicados na face dos 
corpos de prova. 
 
 
Tabela 01 – Símbolo da liga gravado nos corpos de prova 
 
Fonte: O Autor (2014) 
 
O equipamento utilizado para gravação dos símbolos foi fornecido pela 
orientadora do estudo, um marcador rotativo ilustrado na Figura 21. 
 
Figura 21 - Marcador rotativo 
 
Fonte: O Autor (2014) 
 
Posteriormente, iniciou-se a preparação dos corpos de prova e ao ciclo de 
tratamento térmico para obtenção da transformação bainítica. O processo de 
amarração das amostras,é ilustrado na Figura22 a seguir, as amostras foram 
embrulhadas em telas e amarradas em fio de arame, cada conjunto continha uma 
amostra de cada liga, assim as mesmas eram retiradas do forno de acordo com o 
tempo estipulado. 
 
 
 
 
 
 
44 
 
Figura 22 – Corpos de prova embrulhados em tela 
 
Fonte: O Autor (2014) 
 
Devidamente preparados, os corpos de prova foram submetidos ao ciclo de 
tratamento térmico, o qual consistiu em austenitizar as duas ligas de aço propostas 
ao estudo à temperatura de 870°C por 1,0h, antecedido de pré-aquecimento a 
450°C por 0,5h, seguido de um resfriamento controlado com estágio isotérmico a 
280°C em forno a banho de sais. 
O ciclo de tratamento térmico aconteceu no departamento de Tratamento 
Térmico na área de Serviços de Engenharia da Sociedade Educacional de Santa 
Catarina (UNISOCIESC),a Figura 23, mostra os fornos utilizados. 
 
 
 
 
45 
 
Figura 23 – Forno 1 (Pré-aquecimento 450°C), Forno 2 (Austenitização 870°C) e Forno 3 
(Austêmpera 280°C) 
 
Fonte: O Autor (2014) 
 
Os tempos de permanência dos corpos de prova em austêmpera, variaram 
entre 1min e 839h. Trabalhou-se com uma grande faixa de tempos para poder 
caracterizar o início e final da estase da reação bainítica.. 
A Figura 24 representa o esquema do experimento de tratamento térmico, a 
fim 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 24 – Representação esquemática do experimento de tratamento térmico 
 
Fonte: Autor (2014) 
 
46 
 
Conforme os tempos de austêmpera previsto eram alcançados, os corpos de 
prova eram retirados do forno à banho de sais e transportado à um cabide, para 
resfriamento ao ar. 
Assim que os corpos de prova atingissem a temperatura ambiente, os 
mesmos eram encaminhados ao local de limpeza, Figura 25. A limpeza baseou-se 
respectivamente em: 
a) Inicialmente permanecer por aproximadamente 15 minutos em uma banheira 
com água á 80°C, para remoção dos sais que ficam impregnados nos corpos 
de prova; 
b) Em seguida levou-se ao banho em ácido por 30 segundos, para remoção dos 
resíduos que ainda permaneceram nas amostras; 
c) Posteriormente um banho em base neutralizante por 30 segundos, para 
anular o efeito do ácido; 
d) Prosseguido de um mergulho em óleo, para manter protegido os corpos de 
prova contra oxidação e corrosão; 
e) Finalizando com a remoção da tela e fio de arame, numa bancada com 
auxílio de alicate de corte. 
 
Figura 25 – Local de limpeza corpos de prova 
 
Fonte: O Autor (2014) 
3.1.2.1 Caracterização mecânica 
A caracterização microestrutural dos corpos de prova inicializou-se com a 
medição de dureza Rockwell, a qual foi utilizada com o um único intuito de nos 
47 
 
auxiliar no processo de tratamento térmico e dar uma base para o procedimento de 
caracterização microestrutural, na face oposta à gravação dos símbolos de 
identificação de liga, a fim de relacionar a dureza do atual tempo com a dureza 
conhecida por experiência de outras fases, assim consequentemente detectar em 
que momento está a transformação bainítica. 
O teste de dureza Rockwell consiste em endentar o material sob teste com 
um cone de diamante ou edentador de esfera de aço endurecido. O endentador é 
pressionado contra a superfície do corpo de prova com uma pré-carga, ainda com a 
pré-carga aplicada, uma segunda carga é introduzida, aumentando a penetração e 
após a remoção da carga há uma recuperação do material e o equipamento faz a 
leitura da dureza, a norma utilizada para realização do ensaio foi a (ABNT 
NBRNM146-1, 1998). 
A Figura 26 mostra o equipamento Fixo-Test utilizado para o ensaio de 
dureza rockwell, o mesmo pertence à UNISOCIESC, que é disponibilizado aos 
estudantes. 
Figura 26: Durômetro Rockwell
 
 Fonte: Autor (2014) 
 
48 
 
Efetuado os testes de dureza, procedeu-se o embutimento dos corpos de 
prova para o processo de metalografia e posteriormente análise da microestrutura 
por MO. 
Os materiais utilizados para embutimento, foram resina de polietileno, 
catalisador, um recipiente de vidro para mistura, uma base lisa quadrada de 
madeira, óleo solúvel, serra manual e seções de tubos plástico de diâmetro 40mm. 
As atividades do processo de embutimento ocorreram respectivamente: 
a) Cortes de 12mm do comprimento do tubo plástico de diâmetro 40mm; 
b) Lubrificação com óleo solúvel, da base lisa de madeira; 
c) Disposição das seções de tubo sobre a base lisa lubrificada de madeira; 
d) Colocação de 4 corpos de prova de mesmo tempo de austêmpera, dentro das 
seções de tudo. Sendo o primeiro liga 1 (liga base), o segundo e o terceiro 
pertencentes aos membros da equipe de “aços bainíticos isentos de 
carbonetos” e o quarto liga 4, para corpos de prova 2 e 3, estuda-se 
respectivamente a influência dos elementos silício e manganês. O primeiro 
corpo de prova foi disposto horizontalmente e os outros três verticais, 
seguindo a ordem citada anteriormente; tal disposição foi realizada para não 
ocorrer troca do estudo das ligas. 
e) Mistura da resina de polietileno e catalisador num recipiente de vidro; 
f) Despejo cauteloso da mistura, dentro das seções de tubo com os corpos de 
prova, para não tirá-los da posição colocada; 
g) Secagem ao ar ambiente da mistura por 30 minutos; 
h) Remoção manual, das seções de tudo com corpos de prova embutidos, de 
cima da base lisa lubrificada; 
i) Corte com serra manual, das seções de tubo, para remoção dos corpos de 
prova embutidos. 
 
A Figura 27, corresponde à uma das amostras embutidas. 
 
 
 
 
 
 
49 
 
Figura 27 – Amostra embutida 
 
Fonte: O Autor (2014) 
 
Em prosseguimento das atividades as amostras embutidas foram 
identificadas colando-se uma fatia de papel escrita à caneta com a nomenclatura 
criada pela equipe “aços bainíticos isentos de carbonetos”. 
A nomenclatura criada e colada nas amostras embutidas, partiu da união de 
uma letra e um valor que correspondem respectivamente à temperatura de 
austêmpera submetida e tempo de permanência em austêmpera. A tabela 02, 
esclarece o procedimento definido pelas condições citadas. 
 
Tabela 02 – Nomenclatura amostras embutidas 
 
Fonte: Bertoli (2014) 
 
 
As amostras embutidas e identificadas, agora foram ao processo de 
metalografia, a fim de se obter uma superfície sem irregularidades, para promover 
uma boa visualização da microestrutura das amostras tratadas termicamente. O 
processo de metalografia inicializou aplicando gradativamente o uso das lixas nas 
granas: 80, 120, 320, 600 e 1200. 
50 
 
A lixadeira rotativa utilizada pertence à UNISOCIESC, que encontra-se no 
laboratório de caracterização de materiais da universidade. 
 
Para remoção das irregularidades ainda presentes na superfície das 
amostras, utilizou-se uma politriz rotativa de pratos de pano, pertencente à 
UNISOCIESC e disponível aos estudantes. 
O polimento procedeu-se em dois estágios: 
a) O primeiro, aplicando pasta de diamante de granulação 3µ no prato de pano 
de 3µ e deslizando a amostra em movimento contrário ao de giro do prato. 
b) O segundo, aplicando pasta de diamante de granulação 1µ no prato de pano 
de 1µ e deslizando a amostra em movimento contrário ao de giro do prato. 
Para revelar a microestrutura das amostras passadas pelo processo 
metalográfico, aplicou-se um ataque químico com reagente de Le Pêra na superfície 
das mesmas, este reagente ataca de forma diferenciada cada constituinte. O 
reagente é obtido através da mistura em quantidades iguais de duas soluções 
químicas: 
a) Metabisulfito de sódio (2 g) dissolvido em água destilada (100 ml); 
b) Ácido pícrico (4 g) dissolvido em álcool etílico (100 ml). 
 
Essa mistura foi aplicada em um chumaço de algodão e esfregada na 
superfície da amostra em torno de 30 segundos, em seguida um banho em água 
corrente com detergente neutro, para remoção do reagente, evitando que a 
superfície queime. Retirada a amostra da água corrente, esguichou-se álcool na 
área atacada, colocou-se um chumaço de algodão em cima e foi à secagem, 
utilizando um secador de cabelo. 
Preparada a amostra, chegou o momento de observar o resultado do 
tratamento térmico, ou seja, observar a evolução da ferrita bainítica e a 
transformação da austenita. Sendo que para visualizar a microestrutura da amostra 
atacada, utilizou-se um equipamento de MO (Microscopia óptica), da marca Olympus 
BX51 com programa de análise de imagemPro Plus 2002, acoplado ao banco 
metalográfico. 
 As análises foram realizadas no laboratório de caracterização de materiais da 
UNISOCIESC e a figura 28, mostra o equipamento utilizado. 
 
51 
 
Figura 28 – Equipamento de MO 
 
Fonte: O Autor (2014) 
Na visualização por MO, realizou-se a tiragem de oito fotos da melhor região 
com as características buscada, ou seja, regiões que mostravam o melhor 
aglomerado de ferrita bainítica e austenita retida; regiões essas também que 
proporcionarem uma maior precisão no processo de contagem de fases. 
As imagens dos corpos de prova embutido, tiveram a respectiva magnitude de 
aumento: 
a) 1 imagem de 100x; 
b) 1 imagem de 200x; 
c) 1 imagem de 500x; 
d) 5 imagens de 1000x; 
A imagens capturadas eram armazenadas em um disco de memória 
removível e cada imagem era nomeada conforme sua liga, temperatura de 
austêmpera submetida e tempo de permanência em austêmpera. A tabela 03, 
esclarece o procedimento definido pelas condições citadas. 
 
Tabela 03 – Nomenclatura das imagens 
 
Fonte: O Autor (2014) 
52 
 
A análise quantitativa de fase, ocorreu conforme o procedimento descrito por 
Silva R. (2008). No ambiente do programa ImageProPlus™, a análise de fases e de 
características microestruturais é realizada por um módulo conhecido como 
Materials Pro. Dentro deste ambiente existem ferramentas destinadas à análise 
microestrutural, no caso foi utilizado a ferramenta Measure Phasesdestinada à 
quantificação das diferentes fases presentes na microestrutura. 
O método utilizado no trabalho possui duas faixas de “Threshold” destinada à 
quantificação de ferrita bainítica e austenita retida ou austenita retida mais 
martensita. O Software quantifica as fases escolhidas por diferenças de cores, com 
auxílio de uma ferramenta que possibilita o ajuste e definição dos intervalos de 
tonalidades, na Figura 29 ilustra o ambiente de trabalho da contagem de fases. 
 
Figura 29 – Ambiente de trabalho do programa ImageProPlus 
 
Fonte: O Autor (2014) 
53 
 
4 RESULTADOS E DISCUÇÕES 
Neste capitulo, serão apresentados os resultados dos experimentos em 
função do efeito do Níquel o em corpos de prova austemperados em 280º C. 
As características encontradas nos testes experimentais, estão subdividas em 
três capítulos, onde: o primeiro busca mostrar as características do material a partir 
do ensaio de dureza Rockwel e evolução dos resultados em função do tempo de 
tratamento, no segundo capitulo, serão explanados os aspectos morfológicos 
promovidos pelo Níquel na microestrutura do material tratado termicamente, ou seja, 
descreve qual foram as características e formadas fases presentes na microestrutura 
em função da variação do Níquel na composição química das ligas, identificando 
também se a influência deste foi positiva ou negativa na busca pela isenção de 
carbonetos nos aços bainíticos. Já o terceiro, buscar mostrar os aspectos cinéticos 
também promovidos pelo Níquel, ou seja, descreve qual foi a influência deste na 
evolução da microestrutura. 
 
4.1 CARACTERIZAÇÃO MECÂNICA ATRAVÉS DE ENSAIO DE DUREZA 
A analise da dureza foi a primeira a ser executada no material após o 
tratamento térmico. O ensaio foi realizado à medida que os corpos de prova foram 
retirados do tratamento térmico, sendo possível desta forma, avaliar a variação da 
dureza em relação ao tempo e a composição química do material. A importância 
desta verificação no experimento se dá pelo fato de poder analisar a evolução da 
microestrutura das amostras, através da dureza. 
Com o ensaio de dureza se consegue estimar a evolução microestrutural 
devido uma comparação com valores conhecidos através da literatura e estimar a 
fração transformada. 
Os resultados obtidos com as medições estão representados na Figura 
30seguir. 
 
 
54 
 
Figura 30: Tabela e gráfico da evolução do ensaio de dureza Rockwell ao longo do 
tempo 
 
Fonte: Autor (2014) 
 
 
 
Com os valores visualizados no gráfico e na tabela,pode-se verificar que para 
os primeiros tempos a matriz predominante é a da martensita. Como descrito na 
revisão bibliográfica, a martensita é caracterizada pela elevada dureza, superior a da 
ferrita bainítica que está pouco presente nos primeiros tempos, pois o volume da 
fração transformada da bainita está em função da temperatura e do tempo 
(BHADESHIA, 2001). Na Figura 31a seguir, fica evidente a presença da martesita 
para o tempo de 30 (minutos) como já era esperado devido ao resfriamento ao ar 
com pouco tempo de austêmpera, a imagem foi obtida através de microscopia óptica 
(MO). 
 
55 
 
Figura 31– (a) Microestrutura de amostra da liga 1, 280°C com 30 min. de austëmpera. 
Microscopia óptica (MO).(b) Microestrutura de amostra da liga 4, 280°C com 30 min. de 
austëmpera. Microscopia óptica (MO). 
 
Fonte: Autor (2014) 
 
Observa-se também, que nas ligas 1 e 4, não apresentam grandes variações 
de dureza, pois por se tratarem de ligas com mesma base, apenas variando a 
quantidade de Níquel (Ni), onde na liga 1 contém 0,5% e a liga 4 contém 1,85%. O 
Níquel não influencia na dureza, apenas proporciona uma melhor 
austemperabilidade durante o tratamento térmico, pelo fato que este, segrega na 
fase sólida e por isso precisa de um tempo um pouco maior para aumento da fração 
transformada em bainita na liga 4, o que será visto no item 4.2 deste trabalho. 
Com o aumento do tempo de austêmpera, a dureza gradativamente diminuiu 
onde se observa no gráfico na Figura 30 no tempo entre 0,167h e 4h e estabilizando 
a partir de 6h na liga 1 e mantendo-se constante até o final do experimento de 839h 
com dureza média de aproximadamente 49,14HRc. 
Na liga 4, a estabilidade da dureza ocorre após 12h de austêmpera, 
mantendo-se constante até o final do experimento com dureza media de 
aproximadamente 48,16 HRc. 
 
4.2EVOLUÇÃO MICROESTRUTURAL. 
Para determinar a fração transformada e traçar um gráfico da cinética de 
transformação de fase, utilizou-se um equipamento de MO (Microscopia óptica), 
56 
 
acoplado ao banco metalográfico conforme o procedimento descrito no capitulo 3 
deste trabalho. 
Para os primeiros tempos, pode haver inconsistência nos valores obtidos, já 
que o software pode ser influenciado na contagem de fase com a presença da 
martensita, o que não terá mais influencia a partir de 20 horas onde inicia a estase 
da reação bainítica. 
A seguir Tabela 4 com os resultados obtidos através da contagem de fases e 
a partir da equação JMAK. 
Tabela 04 – Resultado da fração de bainita transformada na liga 1 e liga 4 
 
Fonte: Autor (2014) 
57 
 
Utilizando a equação de Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov (JMAK) é possível 
estudar a cinética de transformação bainítica incompleta. Sendo a dependência da 
fração transformada (Vv) com o tempo é dada pela equação �� 
 � � ����������� 
sendo k e n constantes. Este modelo de quantificação assume que os núcleos estão 
aleatoriamente dispersos e as taxas de nucleação e crescimento permanecem 
constantes durante a transformação (PADILHA, 2007). 
Com os valores conhecidos e corrigidos, é possível avaliar e traçar as curvas 
da cinética da transformação bainítica com a variação do tempo e a influência do 
níquel. A Figura 32 mostra o gráfico contendo estas curvas. 
 
Figura 32. Curvas que representam o aspecto da cinética da transformação bainítica 
durante austêmpera a 280°C em aços de alto carbono contendo teores variáveis de Ni. 
 
Fonte: Autor (2014) 
 
58 
 
Observa-se na Figura 32 que os dados de fração transformada em função do 
tempo são descritos por uma função do tipo sigmoidal típica que segue a equação 
de JMAK, o que é comprovado pelos valores de R2. Nos primeiros tempos para os 
materiais tratados, observa-seuma pequena variação de quantidade e taxa de 
transformação, pois o níquel tem uma influência muito reduzida sobre o retardo das 
transformações isotérmicas, o seu efeito consiste em um deslocamento das curvas 
em "C" para tempos mais longos sem alterar substancialmente a forma e as 
posições relativas FERNANDES (2003). 
É percebido no gráfico, que a liga 4 com maior teor de níquel, tem o início de 
transformação retardada pelo efeito deste elemento, porém após o inicio da 
transformação, a taxa é maior em relação a liga 1, que tem menor teor de níquel, 
isto se deve segundo BARBACKI (1995), ao fato do níquel promover um refino de 
grão que é um fator importante para evitar a formação de carbonetos na 
transformação bainítica. 
 Com o tamanho de grão reduzido, os mesmos rapidamente se tornam 
saturados por placas de bainita, antes que os feixes tenham a oportunidade de 
penetrar no grão aumentando a taxa de transformação bainítica CARMO (2011). 
Na Figura 32, é apresentada a linearização das frações transformadas 
utilizando também a equação de JMAK,sendo esta a forma mais usual para 
obtenção do coeficiente “n” da equação. Este fator trata-se da taxa de transformação 
e como citado anteriormente, o níquel tem efeito retardador ao início de 
transformação, mas aumenta a velocidade, que é possível ser visto no gráfico da 
Figura 33. 
Na liga 4, com maior teor de níquel, a transformação de fase inicia após já ter 
sido iniciada a transformação na liga 1, mas a partir de um certo tempo a fração 
transformada é maior na liga 4 em relação a liga 1, provando ter uma maior taxa de 
transformação. 
 
 
 
 
 
 
59 
 
Figura 33. Linearização das frações transformadas em função do tempo através da 
equação de JMAK 
 
Fonte: Autor (2014) 
 
4.3 ASPECTOS MORFOLÓGICOS . 
A analise da morfologia tem como objetivo descrever sobre as imagens dos 
três principais estágios que ocorrem na transformação dos corpos de prova 
austemperados, sendo a fase inicial, a qual não há formação de ferrita bainítica. No 
segundo momento ocorre uma transição onde se verifica a presença de diferentes 
microestruturas, tais como: martensita, ferrita bainítica e austenita,que variam de 
acordo com o tempo. No terceiro momento se observa o fenômeno da estase, onde 
se tem diferentes microestruturas, porém com a predominância da ferrita bainítica 
sem que haja variação significativa neste período. 
 
60 
 
4.3.1 Micrografia e análise de aspectos morfológicos através de microscopia óptica. 
Com o auxílio da técnica de microscopia óptica, foi possível determinar a 
morfologia predominante nos corpos de prova. A Figura 34 a seguir, confirma a 
microestrutura esperada para aços bainíticos com pouco tempo de austêmpera, de 
modo que com 0,5h de tratamento, a matriz predominante é a martensita. 
 
 
Figura 34:(a) aspectos morfológicos da transformação de fase no aço bainítico da liga 
1austemperado a 280C por 0,5 h. b) aspectos morfológicos da transformação de fase no aço 
bainítico da liga 2 austemperado a 280C por 0,5h. 
 
Fonte: Autor (2014) 
 
Observa-se na Figura 34 com aumento de 1000x, em (a) indicada pela letra 
M, a grande predominância da martensita. 
Após passadas 2 horas de tratamento é possível observar um pequeno 
indício do inicio da nucleação na liga 1 a partir de contornos de grão da austenita, 
que segundo Bhadeshia (2001) este fenômeno ocorre com a partição do carbono 
para a austenita, reduzindo a temperatura de inicio da transformação da martensita 
durante o resfriamento ilustradas na figura35 e Figura 36. 
61 
 
Figura 35: Formação de feixes de bainita
 
Fonte: Bhadeshia (2001) 
 
 
Figura 36:(a) aspectos morfológicos da transformação de fase no aço bainítico da liga 
1austemperado a 280C por 2h. b) aspectos morfológicos da transformação de fase no aço 
bainítico da liga 2austemperado a 280C por 2h. 
 
Fonte: Autor (2014) 
 
Observa-se na Figura 36 com aumento de 1000x, em (a) representada pela 
letra M, a grande predominância da martensita, as setas mostram uma pequena 
nucleação da ferrita bainítica a partir dos contornos de grão da austenita. Na Figura 
35 (b) também representada pela letra M está a matriz completamente martensítica. 
Como descrito anteriormente, a liga 4 possui um teor maior de níquel e de 
acordo com(FERNADES, 2003), o Níquel, assim como a grande maioria dos 
elementos de liga, tem efeito retardador no inicio da transformação da bainita, 
fazendo com que as curvas de transformação de fase se desloquem para a 
62 
 
direita,exigindo um maior tempo de austêmpera para atingir o campo bainítico, 
conforme ilustrado na Figura 37 a seguir. 
 
Figura 37: Influência do Níquel (Ni) nas curvas C 
 
Fonte: Fernandes(2003) 
 
(a) Material com 0,60% de Carbono e 1,0% de Níquel 
(b) Material com 0,60% de Carbono e 4,0% de Níquel 
 
Semelhantes às reportadas na literatura (BHADESHIA, 2001), ao passar do 
tempo, ocorre o aumento da formação da bainita, pois em temperaturas 
características de bainita inferior, o carbono se precipita dentro da austenita fazendo 
com que haja um alongamento devido à baixa taxa de deformação da austenita, 
causando a perda da coerência da interface ferrita-austenita, deslocando-se até ser 
interrompida por um contorno de grão e formando novas placas determinas feixes de 
bainita �� ilustradas na Figura 38. 
 
 
 
 
63 
 
Figura 38:(a) aspectos morfológicos da transformação de fase no aço bainítico da liga 
1austemperado a 280C por 8h. b) aspectos morfológicos da transformação de fase no aço 
bainítico da liga 2austemperado a 280C por 8h. 
 
Fonte: Autor (2014) 
 
Ainda sobre a influência do Níquel, a liga 1 apresenta uma maior taxa de 
transformação bainítica com o tempo de 8 horas, cerca de 33,44% do total contra 
26,96% da liga 4 obtidas com contagem de fases que são mostradas na Tabela 4. 
Na proporção inversa, a quantidade de martensita ainda presente nas duas ligas, é 
maior na liga 4 e ambas as ligas também apresentam regiões de austenita não 
transformada, MA (martensita e/ou martensita). 
Após o período de aproximado de 20 horas, se inicia o fenômeno da estase, 
com a diminuição da cinética da migração das interfaces ferrita-austenita ligada a 
separação das curvas C provocada pelos elementos de liga. Com características 
morfologias muito semelhantes a descritas na literatura por (BHADESHIA, 2001), a 
Figura 39com aumento de 1000x, mostra a o predomínio de ripas de ferrita bainítica, 
apenas com pontos de martensita e austenita não transformada MA dispersos no 
material. 
 
 
 
64 
 
Figura 39:(a) aspectos morfológicos da transformação de fase no aço bainítico da liga 
1austemperado a 280C por 20h. b) aspectos morfológicos da transformação de fase no aço 
bainítico da liga 2austemperado a 280C por 20h. 
 
Fonte: Autor (2014) 
 
Com quantidade transformada de aproximada de 80,4% para a liga 1 e 
77,92% para a liga 4 conforme os valores apresentados na Tabela 4, pode-se 
afirmar que o material está em estase de transformação, pois visualmente e pela 
técnica de contagem de fases, é possível constatar que não houve alterações 
significativas na microestrutura do material no período entre 20 e 839 horas, com 
morfologia e dureza semelhantes. 
As Figuras 40 e 41 a seguir, mostram os tempos de 36 e 839 horas, que foi o 
último tempo analisado no experimento. Com o tempo de 36 horas, a porção 
transformada foi de 80,4% na liga 1 e 77,92% na liga 4 e sem grandes alterações 
para o tempo de 839 horas com a fração transformada de 85,95% na liga 1 e 
80,23% na liga 4. 
 
 
 
 
 
 
 
65 
 
Figura 40:(a) aspectos morfológicos da transformação de fase no aço bainítico da liga 
1austemperado a 280C por 36h. b) aspectos morfológicos