TCC_II_rev08 pronto RR

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SOCIEDADE EDUCACIONAL DE SANTA CATARINA – SOCIESC 
INSTITUTO SUPERIOR TUPY – IST 
 
 
 
 
 
 
RAFAEL DE SOUZA SCHMITT 
 
 
 
 
 
 
 
ESTUDO COMPARATIVO DA EVOLUÇÃO MICROESTRUTURAL DE LIGAS DE 
AÇOS BAINÍTICOS DE ALTO CARBONO CONTENDO DIFERENTES TEORES 
DOS ELEMENTOS Mn, Si e Ni 
 
 
 
 
 
 
JOINVILLE 
2013/1 
 
 
 
 
 
2 
 
RAFAEL DE SOUZA SCHMITT 
 
 
 
 
 
ESTUDO COMPARATIVO DA EVOLUÇÃO MICROESTRUTURAL DE LIGAS DE 
AÇOS BAINÍTICOS DE ALTO CARBONO CONTENDO DIFERENTES TEORES 
DOS ELEMENTOS Mn, Si e Ni 
 
 
 
 
Trabalho apresentado ao Instituto Superior Tupy, 
como requisito parcial à aprovação na disciplina 
de Trabalho de Conclusão de Curso II, sob 
orientação da Profa. MSc. Daniele da Silva Ramos. 
 
 
 
 
 
 
PROFESSORA MSc. DANIELE DA SILVA RAMOS 
 
 
 
 
 
Joinville 
2013/1 
 
 
3 
 
RAFAEL DE SOUZA SCHMITT 
 
 
 
ESTUDO COMPARATIVO DA EVOLUÇÃO MICROESTRUTURAL DE LIGAS DE 
AÇOS BAINÍTICOS DE ALTO CARBONO CONTENDO DIFERENTES TEORES 
DOS ELEMENTOS Mn, Si e Ni 
 
 
Este projeto de Pesquisa foi julgado à aprovação na 
Disciplina de Trabalho de Conclusão de Curso II 
(TCC II) do curso de Bacharel em Engenharia 
Mecânica do Instituto Superior Tupy. 
 
 
Joinville, ____ de _______ de 2013. 
 
 
 
_______________________________________________ 
Profª. MSc. Daniele da Silva Ramos 
 
 
_______________________________________________ 
Prof. Dr. Modesto Hurtado Ferrer 
 
 
_______________________________________________ 
Eng. Vitor Ogliari 
 
 
 
 
4 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Dedico este trabalho aos professores e colegas de estudo 
especialmente àqueles que acreditaram 
e apoiaram nesta ideia. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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AGRADECIMENTOS 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Agradeço primeiramente a Deus que iluminou o meu caminho durante essa jornada. 
 Agradeço também a minha namorada Manuela, meu maior estímulo, pelo seu 
carinho, companheirismo, e compreensão. 
Aos meus pais Narciso e Neuci, pelo eterno orgulho de nossa caminhada, pelo 
apoio, compreensão, ajuda, e em especial, por todo carinho ao longo deste 
percurso. 
As minhas irmãs, amigos e colegas de curso, pela cumplicidade, ajuda e amizade. 
À professora e orientadora Daniele por seu apoio e inspiração no amadurecimento 
dos meus conhecimentos e conceitos que me levaram a execução e conclusão 
deste trabalho. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
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“Que os vossos esforços desafiem as impossibilidades, lembraivos de que as 
grandes coisas do homem foram conquistadas do que parecia impossível.” 
 (Charles Chaplin) 
 
7 
 
RESUMO 
 
Os aços bainíticos isentos de carbonetos são materiais de grande importância 
tecnológica em função da interessante combinação de propriedades como boa 
ductilidade e alta resistência mecânica, à fadiga e elevada tenacidade à fratura. A 
microestrutura destes materiais é composta por uma mistura de ferrita bainítica e 
austenita retida de alto carbono. No presente trabalho novas ligas de aço com alto 
teor de carbono foram elaboradas, variando os teores dos elementos de ligas Si, Mn 
e Ni. Estes aços têm como principais aplicações o mercado automobilístico e 
ferroviário. Desta forma, utilizando considerações de estudos já realizados, buscou-
se o aprimoramento dos conhecimentos a respeito da influência dos elementos de 
ligas nas características microestruturais e mecânicas do aço, trabalhando com uma 
temperatura pré-determinada de austêmpera. Sendo assim, a partir da definição 
das ligas e rota de processamento das mesmas estudou-se as transformações de 
fase permitindo verificar a evolução microestrutural de cada liga em uma 
temperatura de austêmpera com um determinado intervalo de tempo. A temperatura 
de austêmpera trabalhada foi calculada através da literatura e fixada em 280°C e o 
intervalo de tempo que se trabalhou foi de 1 a 80 horas, alcançando-se evoluções 
volumétricas da fase de ferrita bainítica em ordens de 79,2 a 93,6 %, a quantificação 
de fases foi determinada utilizando a microscopia óptica. 
 
 
Palavras Chave: aço bainítico, transformações de fase, elementos de ligas; ferrita 
bainítica, microestrutura. 
 
 
 
 
8 
 
ABSTRACT 
 
The carbide-free bainitic steels are materials of great technological importance due to 
the interesting combination of properties such as ductility and high strength, fatigue 
and high fracture toughness. The microstructure of these materials consists of a 
mixture of bainitic ferrite and high carbon austenite. In this paper new alloy steel with 
high carbon content were prepared with varying levels of alloying elements Si, Mn 
and Ni. These steels have main applications the auto market and rail. Thus, using 
considerations of previous studies, we sought to improve the knowledge about the 
influence of alloying elements on the microstructural characteristics and mechanical 
properties of steel, working with a predetermined temperature austempering. Thus, 
from the definition of the alloys and the same processing route have studied the 
phase transformations allows one to microstructural evolution of each alloy at a 
temperature of austempering with a given time interval. The austempering 
temperature was calculated crafted through literature and set at 280 ° C and the time 
interval that was worked 1-80 hours reaching developments are volumetric phase 
bainitic ferrite in orders from 79.2 to 93.6 %, the quantification of phases was 
determined using optical microscopy. 
 
 
Keywords: bainitic steel, phase transformations, alloying elements; ferrite bainitic 
microstructure. 
 
 
 
 
9 
 
LISTA DE ILUSTRAÇÕES 
 
Figura 1 – Características de transformações em aços ............................................................... 23 
Figura 2 - Diferentes morfologias da bainita; a) bainita nodular, b) bainita colunar, c) bainita 
superior, d) bainita inferior, e) bainita alotriomorfa de contorno de grão, f) bainita inversa ... 24 
Figura 3 - Formação da bainita superior e inferior e suas principais diferenças ...................... 25 
Figura 4 - Esquema da precipitação de carbonetos ..................................................................... 27 
Figura 5 - (a) Micrografia óptica ilustrando feixes de bainita inferior numa transformação 
parcial, (b) subunidades da bainita inferior .................................................................................... 28 
Figura 6 - Esquema de classificação da bainita com resfriamento contínuo. ........................... 29 
Figura 7 - Aspectos microestruturais da bainita ............................................................................ 31 
Figura 8 - Relação da energia livre da ferrita e da austenita com a temperatura T0 .............. 32 
Figura 9 - Diagrama de fases do tratamento de austêmpera ...................................................... 33 
Figura 10 - Curvas esquemáticas típicas para uma transformação de fase heterogênea que 
segue a equação JMAK. ................................................................................................................... 37 
Figura 11 - Ligas bainíticas comerciais ...........................................................................................40 
Figura 12 - Aços bainíticos livres de carbonetos em serviço. ..................................................... 43 
Figura 13 - Modelo bloco Y ............................................................................................................... 45 
Figura 14 - Fusão do Aço .................................................................................................................. 46 
Figura 15 - Aço fundido ..................................................................................................................... 47 
Figura 16 – Representação do ciclo de tratamento isotérmico ................................................... 49 
Figura 17 - fornos utilizados: a) de pré-aquecimento 400°C, b) forno austenitização 800°C, c) 
forno de austêmpera 280°C. ............................................................................................................. 49 
Figura 18 - Métodos de limpeza: a) água, b)ácido, c) óleo. ........................................................ 50 
Figura 19 - Microscópio Olympus BX 51 ........................................................................................ 51 
Figura 20 – Microscópio Jeol (MEV), modelo JS-6360 ................................................................ 52 
Figura 21 - Exemplo de método de análise utilizado para amostra da liga 1 com 0,85% C, 
1,48% Si, 1,50% Mn, 0,50% Ni, 1,30% Cr, 0,30% Mo, austemperada a 280°C durante 4 
horas e observada com aumento de 1000X. ................................................................................. 53 
 
 
10 
 
Figura 22 - Exemplo de método de análise utilizado para amostra da liga 1 com 0,85% C, 
1,48% Si, 1,50% Mn, 0,50% Ni, 1,30% Cr, 0,30% Mo, austemperada a 280°C durante 24 
horas e observada com aumento de 1000X. ................................................................................. 54 
Figura 23 - Exemplo de método de análise utilizado para amostra da liga 3 com 0,85% C, 
1,52% Si, 1,98% Mn, 0,47% Ni, 1,38% Cr, 0,30% Mo, austemperada a 280°C durante 24 
horas e observada com aumento de 1000X. ................................................................................. 54 
Figura 24 - Microestrutura das amostras brutas de fundição da liga 1 (a), liga 2 (b), liga 3 (c), 
liga 4 (d). Microscopia óptica (MO). Ataque com Nital a 4%. Aumento em 200X. ................... 57 
Figura 25 - Microestrutura das amostras brutas de fundição da liga 1 (a), liga 2 (b), liga 3 (c), 
liga 4 (d). Microscopia óptica (MO). Ataque com Nital a 4%. Aumento em 1000X. Perlita 
refinada = (P), Ferrita e/ou Martensita = (F/M). ............................................................................. 58 
Figura 26 - Microestruturas das amostras laminadas, seção longitudinal, ataque com Nital a 
4%, aumento em função da escala ; a) liga 1 b) liga 2 c) liga 3 d) liga 4. ................................. 59 
Figura 27 - Microestruturas das amostras laminadas, seção longitudinal, ataque com Nital a 
4%, aumento em função da escala; a) liga 1 b) liga 2 c) liga 3 d) liga 4. .................................. 60 
Figura 28 - Microestruturas das amostras laminadas, seção transversal, ataque com Nital a 
4%, aumento em função da escala ; a) liga 1 b) liga 2 c) liga 3 d) liga 4. ................................. 61 
Figura 29 - Microestruturas das amostras laminadas, seção transversal, ataque com Nital a 
4%, aumento em função da escala ; a) liga 1 b) liga 2 c) liga 3 d) liga 4. ................................. 62 
Figura 30 - Microestruturas das amostras laminadas, seção no sentido da laminação, ataque 
com Nital a 4%, aumento em função da escala ; a) liga 1 b) liga 2 c) liga 3 d) liga 4. ............ 63 
Figura 31 - Microestruturas das amostras laminadas, seção no sentido da laminação, ataque 
com Nital a 4%, aumento em função da escala ; a) liga 1 b) liga 2 c) liga 3 d) liga 4. ............ 64 
Figura 32 - Microestrutura de amostra da liga 1, 280°C. Microscopia óptica (MO). Ataque 
com Nital a 4%. Aumento em função da escala, a) austemperado em 1 hora, b) 
austemperado em 8 horas, c) austemperado em 24 horas, d) austemperado em 72 horas. 66 
Figura 33 - Microestrutura de amostra da liga 2, 280°C. Microscopia óptica (MO). Ataque 
com Nital a 4%. Aumento em função da escala, a) austemperado em 4 horas, b) 
austemperado em 12 horas, c) austemperado em 48 horas, d) austemperado em 80 horas.
 ............................................................................................................................................................... 67 
Figura 34 - Microestrutura de amostra da liga 3, 280°C. Microscopia óptica (MO). Ataque 
com Nital a 4%. Aumento em função da escala, a) austemperado em 1 hora, b) 
austemperado em 8 horas, c) austemperado em 12 horas, d) austemperado em 72 horas. 68 
Figura 35 - Microestrutura de amostra da liga 4, 280°C. Microscopia óptica (MO). Ataque 
com Nital a 4%. Aumento em função da escala, a) austemperado em 1 hora, b) 
austemperado em 8 horas, c) austemperado em 24 horas, d) austemperado em 72 horas. 69 
11 
 
Figura 36 - Curvas de cinética da transformação bainítica das 4 ligas, durante tratamento 
térmico de austêmpera a 280°C durante 80 horas. ...................................................................... 71 
Figura 37 - Microscopia eletrônica de varredura (MEV) da liga 2, austemperado a 280°C por 
80 horas, ataque Nital a 4%, 2000X. ............................................................................................... 72 
Figura 38 - Microscopia eletrônica de varredura (MEV) da liga 2, austemperado a 280°C por 
80 horas, ataque Nital a 4%, 5000X. ............................................................................................... 73 
Figura 39 - Microscopia eletrônica de varredura (MEV) da liga 2, austemperado a 280°C por 
80 horas, ataque Nital a 4%, 15000X. ............................................................................................ 73 
Figura 40 - Microscopia eletrônica de varredura (MEV) da liga 3, austemperado a 280°C por 
80 horas, ataque Nital a 4%, 2000X. ............................................................................................... 74 
Figura 41 - Microscopia eletrônica de varredura (MEV) da liga 3, austemperado a 280°C por 
80 horas, ataque Nital a 4%, 5000X. ............................................................................................... 75 
Figura 42 - Microscopia eletrônica de varredura (MEV) da liga 3, austemperado a 280°C por 
80 horas, ataque Nital a 4%, 15000X. ............................................................................................ 75 
Figura 43 - Gráfico dos resultados dos ensaios de dureza Rockwell realizados nas amostras 
após o processo de laminação......................................................................................................... 77 
Figura 44 - Gráfico dos resultados dos ensaios de dureza Rockwell realizados nas amostras 
Com tratamento térmico de austêmpera. ....................................................................................... 78 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
12 
 
LISTA DE TABELAS 
 
Tabela 1 - Composição química definida para o estudo .............................................................. 44 
Tabela 2 – Descrição do Tratamento Térmico de Austêmpera .................................................. 48 
Tabela 3 - Porcentagem dos elementos de ligas presentes nos 4 distintos materiais. .......... 56 
Tabela 4 - Resultados da fração volumétrica de ferrita bainítica das 4 ligas, calculadas a 
partir da equação de JMAK. ............................................................................................................. 70 
Tabela 5 - Resultados dosensaios de dureza Rockwell realizados nas amostras; a) Com 
tratamento térmico de austêmpera. b) após o processo de laminação. .................................... 76 
Tabela 6 - Resultados dos ensaios de microdureza Vickers (HV-0,1) realizado em amostras 
austemperadas a 280°C. ................................................................................................................... 79 
 
 
 
 
 
 
13 
 
LISTA DE SÍMBOLOS 
 
C = Carbono; 
Si = Silício; 
Mn = Manganês; 
Mo = Molibdênio; 
Ni = Níquel; 
Cr = Cromo ; 
Fe-C = Ferro Carbono; 
T1 = Temperatura de Tratamento; 
Ms = Inicio da transformação da austenita em martensita; 
γ = Austenita; 
α = Ferrita; 
Bi = Temperatura de inicio de transformação; 
TTT = Tempo, temperatura, transformação; 
VV = Fração volumétrica da fase; 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
14 
 
SUMÁRIO 
 
1 INTRODUÇÃO ....................................................................................................... 17 
1.1 OBJETIVOS ........................................................................................................ 18 
1.1.1 Objetivo geral ................................................................................................. 18 
1.1.2 Objetivo específicos....................................................................................... 18 
2 REFERENCIAL TEÓRICO ..................................................................................... 20 
2.1 TRANSFORMAÇÃO BAINÍTICA ......................................................................... 20 
2.1.1 Aspectos morfológicos da bainita ................................................................ 22 
2.1.1.1 Transformação Isotérmica ............................................................................. 24 
2.1.1.1.1 Bainita Superior .......................................................................................... 26 
2.1.1.1.2 Bainita Inferior ............................................................................................ 26 
2.1.1.2 Resfriamento Contínuo .................................................................................. 28 
2.1.2 Aspectos cinéticos ......................................................................................... 29 
2.1.3 Aspectos termodinâmicos ............................................................................. 31 
2.2 TRANFORMAÇÃO BAINÍTICA INCOMPLETA ................................................... 32 
2.3 EFEITO DOS ELEMENTOS DE LIGA................................................................. 34 
2.4 CINÉTICA GLOBAL DAS TRANSFORMAÇÕES DE FASE ................................ 36 
2.4.1 Descrição da curva de fração volumétrica versus tempo em reações 
heterogêneas ........................................................................................................... 37 
2.5 AÇOS BAINITICOS ............................................................................................. 39 
2.5.1 Aços baixa liga para aplicações gerais ........................................................ 39 
2.5.2 Aços baixa liga resistentes a fluência .......................................................... 39 
2.5.3 Aços de alta resistência de médio e alto carbono....................................... 40 
2.5.4 Aços bainíticos de alto carbono ................................................................... 41 
2.3.2 Aços bainíticos de alto carbono isentos de carbonetos ............................ 41 
2.3.2.1 Propriedades Mecânicas e Aplicações .......................................................... 42 
2.3.2.1.1 Comportamento à Fadiga ........................................................................... 43 
 
 
15 
 
3 MATERIAIS E MÉTODOS ..................................................................................... 44 
3.1 MATERIAIS ......................................................................................................... 44 
3.2 MÉTODOS .......................................................................................................... 44 
3.2.1 Condições iniciais .......................................................................................... 44 
3.2.2 Processo de fundição .................................................................................... 45 
3.2.2.1 Moldagem ...................................................................................................... 45 
3.2.2.2 Fusão das Ligas ............................................................................................ 45 
3.2.3 Laminação a quente ....................................................................................... 47 
3.2.4 Tratamento térmico de austêmpera .............................................................. 48 
3.2.5 Preparação metalográfica .............................................................................. 50 
3.2.5.1 Microscopia Óptica ........................................................................................ 51 
3.2.5.2 Microscopia Eletrônica de Varredura............................................................. 52 
3.2.5.3 Quantificação de Fases ................................................................................. 52 
3.2.5.4 Microdureza Vickers ...................................................................................... 55 
3.2.6 Ensaio de dureza ............................................................................................ 55 
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES ........................................................................... 56 
4.1 COMPOSIÇÃO QUÍMICA ................................................................................... 56 
4.2 CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL ....................................................... 56 
4.2.1 Caracterização do material bruto de fusão .................................................. 57 
4.2.2 Caracterização do material laminado ........................................................... 59 
4.2.2.1 Microscopia Óptica (MO) ............................................................................... 59 
4.2.3 Caracterização do material austemperado .................................................. 65 
4.2.3.1 Microscopia Óptica (MO) ............................................................................... 65 
4.2.3.2 Metalografia Quantitativa ............................................................................... 69 
4.2.3.3 Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) ................................................. 72 
4.2.4 Dureza ............................................................................................................. 75 
4.2.5 Microdureza .................................................................................................... 78 
16 
 
5 CONCLUSÕES ...................................................................................................... 80 
6 REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS ...................................................................... 82 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
17 
 
1 INTRODUÇÃO 
 
A concepção de novas ligas ferrosas está associada às exigências e aos 
contínuos desafios do mercado de aço. Aliado a isso, as enormes pressões 
econômicas, ambientais e políticas que caracterizam o mundo atual se refletem na 
área dos materiais, onde há uma busca constante de novas alternativas que 
ofereçam um baixo custo e possam garantir uma boa relação entre manufatura, 
propriedades mecânicas e peso dos componentes projetados. 
Recentemente, ocorreu o desenvolvimento dos Aços Avançados de Alta 
Resistência(Advanced High Strength Steels - AHSS), com resistência ou 
combinações de resistência/estampabilidade superiores aos obtidos 
tradicionalmente pelo endurecimento por solução sólida ou pelos aços de alta 
resistência e baixa-liga. 
Entretanto, outros aços de construção mecânica vêm sendo aprimorados de 
forma a atender as crescentes demandas da indústria, entre eles os aços bainíticos 
livres de carbonetos. A presença de carbonetos reduz a tenacidade à fratura, 
quando comparados com os aços convencionais temperados e revenidos, limitando 
o campo de aplicação dos aços bainíticos com carbonetos. 
De acordo com Bhadeshia (2001) a ausência dos carbonetos nos aços 
bainíticos implica em microestruturas mais resistentes à falha por clivagem e à 
formação de vazios. Um exemplo característico de estruturas bainíticas isenta de 
carbonetos são os ferros fundidos nodulares austemperados, nos quais as altas 
resistências à fadiga mecânica são atribuídas em parte à estrutura de ausferrita 
(ferrita bainítica e austenita retida), Carmo (2011) após Kovacs (1986). 
Sabe-se, 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 estáse da transformação bainítica ou como transformação 
interrompida que pode estar associado à separação entre as curvas em C da bainita 
e da ferrita/perlita e à existência de uma baía na curva TTT destes materiais 
(GOLDENSTEIN, 2002). Reynolds et al, (1991) mostrou que a estáse não é um 
fenômeno geral da transformação bainítica, mas é uma característica da adição de 
alguns elementos de liga, a partir de determinadas concentrações mínimas. 
A microestrutura característica dos aços bainíticos isentos de carbonetos é a 
mistura de ferrita bainítica e austenita retida de alto carbono, a qual é a responsável 
 
18 
 
pela combinação de propriedades mecânicas como elevada resistência, tenacidade, 
alta ductilidade, resistência à abrasão e à fadiga (BHADESHIA, 2001). 
Porém a grande dificuldade atualmente é a obtenção desse aço, que exige 
um estudo mais aprofundado na rota de processamento desse material. Desta 
forma, neste estudo trabalhou-se desde a obtenção de quatro ligas aço de alto teor 
de carbono fundidas e posteriormente laminadas, com variações de determinados 
elementos de liga, sendo o Si, Mn e Ni. Posteriormente as ligas foram tratadas 
termicamente pelo processo de austêmpera em uma temperatura de 280ºC, com 
tempos variando de 1 a 80 horas. A partir destes procedimentos realizou-se análise 
microestrutural das amostras pelas técnicas de microscopia óptica e microscopia 
eletrônica de varredura, para identificação das fases e verificação da evolução 
microestrutural da ferrita bainítica. Também se realizaram ensaios de microdureza e 
dureza Rockwel nas amostras. 
Após o levantamento destas informações foi possível avaliar a influência dos 
elementos de liga na evolução microestrutural das amostras. 
 
 
1.1 OBJETIVOS 
 
1.1.1 Objetivo geral 
 
Definir as ligas e rota de processamento das mesmas estudando as 
transformações de fase verificando a evolução microestrutural de cada liga em 
uma temperatura de austêmpera com um determinado intervalo de tempo. 
 
 
1.1.2 Objetivo específicos 
 
• Realizar tratamento térmico de austêmpera nas 4 ligas; 
• Analisar as microestruturas do material bruto de fusão, laminado e 
austemperado; 
• Estudar a evolução microestrutural das ligas através das técnicas de 
Microscopia Óptica (MO) e Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV); 
19 
 
• Estudar o comportamento mecânico das ligas através de ensaios de dureza 
Rockwel e Microdureza (Vickers). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
20 
 
2 REFERENCIAL TEÓRICO 
 
2.1 TRANSFORMAÇÃO BAINÍTICA 
 
Há duas maneiras de se obter uma transformação bainítica, por resfriamento 
contínuo ou pela transformação isotérmica. No resfriamento contínuo, sua 
composição química influencia muito na temperatura de início de transformação (Bi), 
a temperabilidade bainítica (uma alta temperabilidade bainítica implica que esta se 
forma em uma grande faixa de taxas de resfriamento) e a cinética de transformação 
bainítica (atrasando a formação da ferrita poligonal) (BAI, 1998). Assim, ocorrendo a 
formações de microestruturas complexas, que são formadas pelo crescimento de 
uma fase ferrita acicular juntamente com pontos isolados de carbonetos, martensita 
e/ou austenita (OLIVEIRA, 1994). 
Na transformação isotérmica a formação de bainita ocorre em uma faixa de 
temperatura entre o início da transformação da martensita e as temperaturas de 
formação da ferrita e perlita (BHADESHIA, 2001). 
Inúmeras tentativas têm sido feitas para analisar estatisticamente os dados 
disponíveis para ampliar o conhecimento científico sobre o comportamento do aço, a 
fim de auxiliar a produção de tratamento térmico da grande variedade de ligas de 
aço. Várias equações foram obtidas, porém são necessários mais dados para 
aumentar o alcance e a precisão das mesmas, dentre estes pode-se destacar os 
seguintes aspectos: 
 
 A determinação da taxa de aquecimento 
 O intervalo de transformação da martensita 
 A faixa de transformação bainítica 
 As condições de resfriamentos críticos 
 O efeito das condições de austenitização 
 
Steven e Haynes estudaram a faixa de transformação bainítica e forneceram 
a seguinte fórmula quantitativa: 
 
Bs (°C) = 830 – 270.C – 90.Mn – 37.Ni – 70.Cr – 83.Mo (1) 
 
21 
 
com B50 = Bs – 60°C (2) 
 
e Bf = Bs - 120°C (3) 
 
Sendo que a temperatura de transformação bainítica varia até ± 25°C 
(ATKINS; MET, 1980) 
A morfologia da bainita pode se apresentar de diversas formas, dependendo 
do tipo de transformação e resfriamento aplicados. Durante a transformação 
isotérmica a bainita é constituída de finos agregados de ripas de ferrita e partículas 
de carbonetos. Porém, tem-se também a bainita da transformação isotérmica 
incompleta, constituída de ripas de ferrita e austenita retida, ou seja, a reação 
bainítica é interrompida antes da precipitação dos carbonetos. Estas morfologias são 
diferentes da bainita gerada durante o resfriamento contínuo (BHADESHIA, 2001). 
O fenômeno de reação incompleta, será abordado em maiores detalhes 
posteriormente. Por hora, de uma forma simplificada, os estágios característicos de 
reação durante o tratamento de austêmpera em aços e suas respectivas 
transformações de fase, podem ser assim descritos: 
 
1º estágio: austenita () → ferrita () bainítica + austenita () alto carbono; 
2º estágio: austenita () alto carbono → ferrita () + carbonetos. 
 
No primeiro estágio da reação, o crescimento da ferrita bainítica faz com que 
a austenita remanescente se torne rica em carbono, pelo fenômeno de partição do 
carbono da ferrita, devido à diferença de solubilidade das duas fases. O crescimento 
ocorre simultaneamente com a difusão do carbono para austenita (BHADESHIA, 
2001). Sendo assim, no primeiro estágio da reação de austêmpera tem-se a 
formação de uma microestrutura composta por ferrita bainítica e austenita rica em 
carbono. 
No segundo estágio da transformação tem-se a precipitação de carbonetos, 
que ocorre devido à manutenção da temperatura de austêmpera, pois a austenita 
rica em carbono pode reduzir a energia livrepela rejeição de carbono, induzindo a 
precipitação de carbonetos dentro da austenita, até que a mesma seja praticamente 
consumida (BHADESHIA, 2001). 
22 
 
A bainita deve crescer sem difusão de solutos substitucionais, mas o excesso 
de carbono é rapidamente rejeitado para a austenita residual. O carbono 
particionado deve então precipitar como carbonetos, originando a microestrutura 
clássica de bainita superior. Nas temperaturas de transformação inferiores, onde a 
repartição do carbono é menor, o excesso de C irá oportunamente precipitar dentro 
da ferrita bainítica, levando à microestrutura de bainita inferior, (BHADESHIA, 2001). 
O crescimento da bainita ocorre quando é atingido determinadas 
temperaturas onde a austenita possui baixa resistência ao escoamento e se 
tornando incapaz de acomodar elasticamente a deformação. Assim o deslocamento 
causado pela deformação plástica da austenita causa a perda de coerência na 
interface α/γ (BHADESHIA, 2001). Sendo assim interrompido quando encontra um 
obstáculo como o contorno de grão, para dar continuidade a transformação é 
requerido que uma nova plaqueta se forme, propiciando um aglomerado de 
subunidades paralela com orientações cristalográficas parecidas. Estes 
aglomerados são conhecidos como feixes de bainita, (BHADESHIA, 2001). 
 
 
2.1.1 Aspectos morfológicos da bainita 
 
As diferenças entre as possíveis transformações que podem ocorrer a partir 
da austenita estão demonstradas na figura 1, onde os dados foram obtidos através 
de práticas experimentais (BHADESHIA, 2001, p.405). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
23 
 
Figura 1 – Características de transformações em aços 
 
Fonte: BHADESHIA (2001) 
 
Sendo assim a bainita é definida como um produto onde sua transformação 
ocorre em faixas de temperaturas intermediárias, encontrando-se entre a 
temperatura de formação eutetóides (formação da perlita) e a formação da 
martensita, na qual é constituído por agregados de ferrita e cementita (COLPAERT, 
2008). 
Estudos realizados por Reynolds relatam que há seis diferentes morfologias 
da bainita (demonstrado na figura 2), entendidas como agregados de ferrita e 
carboneto não lamelares, obtidas a partir da decomposição isotérmica de austenitas 
em aços. 
24 
 
Figura 2 - Diferentes morfologias da bainita; a) bainita nodular, b) bainita colunar, c) bainita 
superior, d) bainita inferior, e) bainita alotriomorfa de contorno de grão, f) bainita inversa 
 
Fonte: REYNOLDS (1991) 
 
Dentre as seis morfologias só duas são classificadas como as principais, a 
bainita superior e a bainita inferior, 1.c e 1.d respectivamente (figura 2), onde sua 
classificação ocorre de acordo com a temperatura na qual é formada e das suas 
características microestruturais (SILVA; MEI, 1988). 
 
 
2.1.1.1 Transformação Isotérmica 
 
A bainita isotérmica proveniente da transformação completa da reação 
bainítica geralmente é 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 
(AARONSON, 1999). Vale mencionar que as definições clássicas de bainita não 
fazem nenhuma restrição morfológica além da exclusão de agregados lamelares de 
ferrita e carbonetos. 
 
 
a) 
b) 
c) 
d) 
e) 
f) 
25 
 
Na figura 03 é possível observar que a transformação bainítica inicia na ferrita 
rica em carbono (placa saturada de carbono) e dependendo da composição química 
da liga e temperatura de resfriamento, pode-se ter a formação da bainita inferior ou 
superior. 
 
Figura 3 - Formação da bainita superior e inferior e suas principais diferenças 
 
Fonte: BHADESHIA (2001) 
 
Em aços de alto carbono, tanto a bainita superior como a bainita inferior se 
formam com supersaturação de carbono na ferrita: na bainita superior, com alta 
velocidade de difusão do carbono, todo excesso de carbono se difunde na austenita 
residual, que se enriquece em carbonos, assim formando a precipitação de 
carbonetos entre as lamelas de ferritas. Já na bainita inferior, por ter uma velocidade 
de difusão mais baixa, todo o carbono se difunde na austenita residual, precipitando 
partes dos carbonetos no interior das placas ferriticas (GUTIÉRREZ; ALTUNA, 
2005). 
 
 
 
 
26 
 
2.1.1.1.1 Bainita Superior 
 
A transformação da bainita superior ocorre entre 550°C e 350°C, embora 
dependa da composição química do aço. As ripas de ferrita crescem agrupadas em 
feixes de agulhas paralelas e apresentam orientação cristalográfica idêntica e 
definida, onde ocorre com mais frequência com o aumento da porcentagem de 
carbono (BHADESHIA, 1999). Essas finas ripas de ferrita tem aproximadamente 0,5 
µm de largura, e no contorno dessas ripas são encontrados precipitados de 
cementita, em aços de alto carbono a formação de cementita ocorre em fileiras 
contínuas ao longo do contorno das ripas (SILVA;MEI, 1988). 
Conforme o crescimento da ripa de ferrita, o carbono, por difusão, sai da 
estrutura CCC (cúbica de corpo centrado), fazendo com que a temperatura de inicio 
de transformação da martensita diminua e enriqueça a austenita. Com o aumento do 
teor de C e ao mesmo tempo a diminuição da temperatura de transformação 
propiciam na diminuição do comprimento das ripas de ferritas, assim forçando os 
carbonetos a se aglutinarem entre elas formando um estrutura fina (OHMORI, 
OHTANI, KUNITAKE, 1971). 
A bainita superior proporciona uma grande perda de resistência e uma leve 
perda de ductilidade comparada com a bainita inferior. Atribuindo-se ao fato de sua 
microestrutura ser grosseira, e a possível precipitação de carbonetos nos contornos 
do grão de austenita. Na realidade, esta fragilização é encontrada na formação da 
bainita superior nas proximidades do cotovelo principal da curva TTT, à uma 
temperatura 25°C abaixo do cotovelo (HABRAKEN, ECONOMOPOULOS, 1967). 
 
 
2.1.1.1.2 Bainita Inferior 
 
A bainita inferior é formada numa faixa de temperatura que está entre 250°C e 
350°C, próxima à região de formação da martensita, assim como a bainita superior, 
é dependente da composição química do aço (SILVA;MEI, 1988, p.66). 
Apresenta microestrutura e características cristalográficas parecidas as 
apresentadas pela bainita superior. Entretanto, enquanto na bainita superior 
apresenta a formação de agulhas, na bainita inferior tende a formar mais placas que 
agulhas, podendo chegar até 0,5 µm de largura. Ocorrendo no interior das placas de 
27 
 
ferrita precipitação de cementita. Subsistindo dois tipos de precipitados de 
cementita: os que se formam por meio da austenita enriquecida em carbono e que 
afastam as plaquetas de ferrita bainítica, e o que se precipita a partir da ferrita 
saturada (HABRAKEN E ECONOMOPOULOS, 1967). 
Obtendo a baixas temperaturas, plaquetas de ferrita intragranulares de forma 
lenticular apresentando em seu interior precipitados de carbonetos agrupados em 
ângulo de 55 a 60 graus comparado ao eixo longitudinal representado na figura 4 
(OHMORI, 2002). 
 
Figura 4 - Esquema da precipitação de carbonetos 
 
Fonte: OHMORI (2002) 
 
A principal distinção entre bainita inferior e superior é que a bainita inferior 
ocorre em temperaturas mais baixas, promovendo a formação de carbonetos 
(cementita) no interior das ripas de ferrita, enquanto na bainita superior os 
carbonetos precipitam entreas ripas de ferrita. 
 O carboneto (cementita) na bainita inferior apresenta dois sítios de nucleação 
: i) 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. 
O carboneto que se forma a partir da ferrita saturada apresenta uma relação de 
orientação de revenido, encontrada quando ocorre a precipitação de cementita 
durante o revenido da martensita. 
28 
 
O crescimento individual de uma placa de bainita inferior, com os carbonetos 
precipitados no interior da matriz é lenta, pois inicialmente nucleiam-se e se formam 
novas ripas de ferrita na austenita, até obter uma estrutura completamente bainítica 
no grão de austenita (PICKERING, 1967). Exemplos de microestruturas típicas da 
bainita inferior são mostrados na figura 05. 
 
Figura 5 - (a) Micrografia óptica ilustrando feixes de bainita inferior numa transformação 
parcial, (b) subunidades da bainita inferior 
 
Fonte: BHADESHIA (2001) 
 
 
2.1.1.2 Resfriamento Contínuo 
 
Com relação à bainita proveniente do resfriamento contínuo, tem-se uma 
classificação diferente de acordo com as morfologias, as quais foram identificadas 
como B1, B2 e B3, e correspondem a uma disposição mais abrangente, quando 
comparadas à classificação de Ohmori para os produtos bainíticos da transformação 
isotérmica da austenita. O esquema de classificação morfológica, proposto por 
Bramfitt (1990) é dado na figura 06. 
 
 
29 
 
Figura 6 - Esquema de classificação da bainita com resfriamento contínuo. 
 
 (BRAMFITT, 1990) 
 
O termo bainita granular é muito utilizado para descrever a bainita formada no 
resfriamento contínuo com baixa taxa de resfriamento. A bainita granular é chamada 
assim por ter a forma de “grãos”. O carbono que é segregado da ferrita bainítica 
estabiliza a austenita residual e a microestrutura final consiste em: ferrita acicular 
associada com compostos M-A (carbonetos, martensita, austenita e/ou perlita), 
dependendo da difusão e saturação de carbono na austenita. (HONEYCOMBE E 
BHADESHIA, 1995). 
Habraken e Economopoulos (1967) verificaram que durante o resfriamento 
contínuo se obtém ilhas de austenita retida em uma matriz de ferrita acicular, 
estrutura semelhante a que é denominada de bainita granular. Nos seus 
experimentos encontram estruturas parecidas com as denominadas bainita superior 
e inferior, porém misturadas com a bainita granular (HABRAKEN E 
ECONOMOPOULOS,1967). 
 
 
2.1.2 Aspectos cinéticos 
 
A transformação bainítica ocorre em temperaturas intermediárias, entre 250 e 
550 °C, dependendo da composição química do aço e das taxas de resfriamento e 
deformação (ANDRÉ et al., 2005). Neste intervalo de temperatura, os elementos de 
liga que constituem o aço adquirem taxas de difusão suficiente para a redistribuição 
dos átomos. No entanto, Honeycombe e Bhadeshia (1995) determinaram um modelo 
30 
 
que descreve o papel dos elementos de liga substitucionais nos aços assim 
definindo a condição de “paraequilíbrio” quando estes não forem capazes de se 
difundirem no tempo esperado de transformação. 
Bhadeshia e Edmonds (1980) realizaram o primeiro estudo a respeito do 
mecanismo de reação bainítica, destacando em 1982 os seguintes princípios: 
i) Uma ripa individual de ferrita bainítica cresce sem difusão. Particionando 
todo o excesso de carbono para a austenita. Ocorre uma limitação da 
fração volumétrica de ferrita bainítica 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 influenciado 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. 
 
Há também o crescimento no sentido do comprimento das subunidades e dos 
feixes, ocorrendo um processo de nucleação das subunidades com precipitação de 
carbonetos. Onde a variação da fração do volume de trasformação bainítica é em 
função do tempo e da temperatura de austêmpera, de tal forma que para 
temperatura T2 maior que a temperatura T1 o volume de bainita transformada é 
menor. A nucleação de uma subunidade ocorre através do contorno de grão 
austenítico, assim crescendo até ser barrado pela deformação plástica da austenita. 
A partir dessa subunidades já formada novas subunidades nucleiam-se no seu 
extremo como mostra a figura 7 (BHADESHIA, 2001, p.129). 
 
 
 
 
 
31 
 
Figura 7 - Aspectos microestruturais da bainita 
 
Fonte: BHADESHIA (2001) 
 
 
2.1.3 Aspectos termodinâmicos 
 
Takahashi e Bhadeshia (1991) determinaram que para aços bainíticos isentos 
de carbonetos, a concentração de carbono na austenita retida é praticamente a 
mesma da austenita na temperatura T0, que é uma determinada temperatura ondem 
a austenita e ferrita de mesma composição tem a mesma energia livre. E o teor de 
carbono na austenita aumenta com o decréscimo da temperatura de tratamento (T1 
na Figura 8), pois uma temperatura de tratamento menor promove um menor 
crescimento da austenita e, consequentemente, menor quantidade relativa de 
carbono. Assim antes da transformação adifusional tornar-se impossível, ou seja, 
acima de Ms, há uma região estável da austenita que acompanha o decréscimo da 
temperatura T0 até a saturação de carbono. 
 A reação é dita incompleta, pois ela encerra antes que a austenita atinja a 
sua composição de equilíbrio, dada pela curva Ae3. É neste tempo que a austenita 
retida é estabilizada pela máxima concentração de carbono que é permitida na 
reação bainítica (BHADESHIA e EDMONDS, 1980). 
 
32 
 
Figura 8 - Relação da energia livre da ferrita e da austenita com a temperatura T0 
 
Fonte: Bhadeshia, 2001 
 
 
2.2 TRANFORMAÇÃO BAINÍTICA INCOMPLETA 
 
Em aços ligados a transformação isotérmica apresenta uma cinética 
característica, onde a decomposição isotérmica da austenita em temperaturas 
abaixo da baía da curva TTT é inicialmente rápida, formando um produto isento de 
carbonetos (bainita superior sem carbonetos ou ferrita pro-bainítica) e parando 
quase completamente. Este fenômeno é conhecido como “estáse” da transformação 
bainítica ou fenômeno da transformação interrompida e está ligado à separação 
entre as curvas em C da bainita e da ferrita/perlita e à existência de uma baía na 
curva TTT (WEVER, 1932,p.71). 
A “estáse” não é um fenômeno geral da transformação bainítica, mas é uma 
característica de alguns elementos de liga, a partir de determinadas concentrações 
mínimas. A “estáse” está associada a uma diminuição da cinética de migração das 
interfaces ferrita/austenita em relação à velocidade calculada supondo equilíbrio (ou 
para-equilíbrio) na interface, o que provoca a separação das curvas em C e a baía. 
A explicação para esta diminuição da velocidade local na presença de elementos de 
liga é a existência de fenômenosde arraste de soluto associados à segregação na 
interface. Esta, aliás, é parte da explicação mais moderna sobre o efeito destes 
elementos de liga na temperabilidade dos aços (REYNOLDS, 1990, p.1433). 
33 
 
Kovacs (1990 – 1999), Carmo (2001) e Putatunda (2001) demonstram passo 
a passo o processo de obtenção do aço isento de carbonetos, de acordo com a 
figura 09, o aço sofre um aquecimento até a temperaturade austenitização (B-C), 
permanecendo nesta temperatura até tornar-se totalmente austenítico e sua matriz 
ficar saturada de carbono. O tempo de austenitização é relativo ao tamanho da peça 
(espessura), da quantidade de peças, da composição química e da proporção de 
ferrita e perlita das peças. Após a austenitização completa da peça, refria-se 
rapidamente até a temperatura de 150 à 350°C, abaixo da transformação da perlita e 
acima da linha de transformação martensítica (Ms) (C-D). Depois as peças 
permanecem a temperatura constante o tempo necessário para que ocorra a 
transformção da austenita. Nesta etapa a peça pode ser retirada do forno e resfriada 
até a temperatura ambiente. Sabendo que deve ocorrer antes do início da 
transformação bainítica (ferrita + carbonetos), precisamente na etapa D-E. 
 
Figura 9 - Diagrama de fases do tratamento de austêmpera 
 
Fonte: KOVACS, 1990. 
 
O uso do silício em aço de alto carbono é um dos grandes responsáveis pelo 
fenômeno da reação incompleta da bainita, pelo fato dele ser pouco solúvel na 
cementita, tende a repelir o carbono em solução sólida na austenita, propiciando 
uma maior difusão deste elemento na ferrita. Desta forma causando um 
34 
 
retardamento na formação de precipitados de carbonetos ao decorrer da formação 
da fase bainita (CABALLERO e BHADESHIA, 2004). 
 
 
2.3 EFEITO DOS ELEMENTOS DE LIGA 
 
Qualquer elemento de liga adicionado nas ligas de aço, com exceção do 
cobalto, afetam a posição das curvas isotérmicas, deslocando a curva de início e de 
fim de transformação para a direita, assim retardando a transformação da austenita. 
A virtude desse deslocamento e, portanto, do retardamento nas transformações, se 
da na maior facilidade de obter a estrutura bainítica, por resfriamentos isotérmico 
(CHIAVERINI,1977). Com a adição destes elementos ocorre assim a redução da 
temperatura de formação da bainita, resultando no afastamento das baias de ferrita 
e perlita e a de bainita nos aços ligados, um dos elementos que exerce essa função 
é o boro, mesmo em pequenas adições (0,002%). A vantagem destes aços é que 
aliam uma boa resistência mecânica à ductilidade sem a necessidade de se 
empregar tratamentos térmicos posteriores (SILVA;MEI, 1988). 
O carbono é o elemento de liga com extrema importância na composição 
química de um aço, por ser o mais barato e ter grande efeito na redução da faixa de 
temperatura em que ocorre a formação da bainita. Contendo também maior 
solubilidade na austenita que na ferrita e tem um grande potencial para estabilizar a 
austenita (RANIERI, 2005). 
 Já o manganês e o silício, além de serem elementos de ligas mais baratos, 
são considerados ótimos para a aplicação nos aços, devido as sua qualidade 
desoxidante, elevando a resistência da ferrita sem que haja perda de sua 
ductilidade, além do manganês em elevada quantidade estabiliza a austenita 
(RANIERI, 2005). 
 O níquel é um elemento que eleva a temperabilidade, eleva a 
tenacidade a baixas temperaturas e a resistência da ferrita. Em grande quantidade 
ele melhora a resistência à corrosão, e quando é adicionado juntamente com cromo 
e molibdênio proporciona melhores propriedades mecânicas ao aço, aumentando a 
temperabilidade e reduzindo a ductilidade e a estampabilidade (RANIERI, 2005). 
 É muito utilizado para produtos que necessitam resistência ao impacto, 
devido a sua função de deslocar a curva de transição dúctil frágil para a direita, ou 
35 
 
seja, aumenta a ductilidade e tenacidade dos materiais em temperaturas mais 
baixas, melhorando a absorção do choque, elevando à tenacidade a fratura do 
material (QUIDORT, 2002). 
O manganês tende a diminuir a temperatura Ms (início da transformação da 
martensita), é um estabilizador da austenita, contribuindo para aumentar a fração 
volumétrica de austenita retida. Este aumenta a solubilidade do carbono na 
austenita, deslocando a curva da formação da bainita para a direita (BHADESHIA, 
2001). 
Este quando é encontrado em grandes quantidades nos aços carbono atua de 
duas formas: quando há um teor de carbono muito baixo, ele acaba se dissolvendo 
na ferrita, causando o aumento da sua dureza e resistência, no caso do teor de 
carbono for elevado, ocorre a formação do composto Mn3C ligado assim com o 
Fe3C, elevando ainda mais a dureza e a resistência do aço (SANTOS,2005). Porém 
com a substituição do Fe3C pelo Mn3C a tendência de aumento da segregação é 
maior, ondem pode originar a formação das partículas de austenita ricas em Mn que 
necessita de uma menor concentração de carbono para que ocorra sua 
estabilização à temperatura ambiente (CABALLERO e BHADESHIA, 2004). 
A adição de silício tem como função de repelir o carbono em solução sólida 
na austenita, proporcionando uma maior difusão deste elemento na ferrita. Gerando 
um retardamento na formação de precipitados de carbonetos durante a formação da 
fase bainitica, pois o silício é pouco solúvel na cementita. A transformação bainítica, 
no caso da bainita superior, interrompida antes da precipitação de cementita na 
austenita residual, da lugar a um maior enriquecimento progressivo da austenita 
residual a medida que avança a transformação bainítica (NAVARRO, 2006) 
De acordo com Chiaverini (1977), os principais efeitos dos elementos de liga 
sobre as propriedades mecânicas, microestrutura, tratamentos térmicos e outros 
característicos dos aços são: 
- aumentar a temperabilidade pelo deslocamento para a direita das curvas de 
início e fim de transformação da austenita, no diagrama TTT; 
- aumentar a dureza e a resistência mecânica da ferrita, quando se dissolvem 
nesse constituinte, com consequente aumento de dureza e resistência mecânica do 
aço, mesmo antes de qualquer tratamento térmico; 
- aumentar a resistência à corrosão; os elementos mais atuantes nesse 
sentido são, como se verá o cromo, o níquel, o cobre e o fósforo, os quais, mesmo 
36 
 
em teores relativamente baixos, melhoram muito a resistência à corrosão 
atmosférica; o cromo, em teores elevados, torna o aço inoxidável; 
- aumenta a resistência ao desgaste. 
 
 
2.4 CINÉTICA GLOBAL DAS TRANSFORMAÇÕES DE FASE 
 
Para a determinação da cinética global de uma reação ou transformação, em 
geral, deve-se medir a concentração ou a fração volumétrica de certa fase em 
função do tempo, obtendo-se, a partir daí, a velocidade da transformação (PADILHA, 
2007). A determinação e a predição da fração transformada, VV, em função do 
tempo de reação, t, é o ponto central do estudo da cinética das transformações de 
fase. VV corresponde à fração volumétrica da fase ou do constituinte que se forma 
ou que se dissolve. Desta forma, tem-se a curva VV,versus t. 
Experimentalmente a fração volumétrica (VV) pode ser determinada por meio 
de dois métodos: direto ou indireto. O método direto consiste em determinar 
diretamente a fração transformada, geralmente por meio de metalografia 
quantitativa. O método direto é trabalhoso, exige um número grande de amostras e 
normalmente há necessidade de se interromper a reação para efetuar a medida 
(PADILHA, 1985). 
Já o método indireto consiste em se determinar uma propriedade sensível à 
microestrutura que, portanto, dependa da transformação de fase. Um método 
indireto largamente empregado é a dilatometria que consiste na determinação da 
variação da dimensão linear do corpo de prova em função do tempo. Esta variação é 
relacionada aos diferentes volumes molares das fases presentes e a fração 
transformada é obtida (PADILHA, 1985). 
A desvantagem óbvia é que nem sempre a relação entre as propriedades 
medidas e a fração transformada é trivial. Outras técnicas indiretas, tais como 
medidasde resistividade elétrica, dureza e análise térmica, também são 
freqüentemente utilizadas. A principal vantagem é a facilidade da medida que 
permite a obtenção de uma curva VV, versus t contínua. 
 
37 
 
2.4.1 Descrição da curva de fração volumétrica versus tempo em reações 
heterogêneas 
 
Uma vez obtida experimentalmente uma curva VV, versus t, representada em 
seguida, por facilidade de notação, como f (t), é geralmente conveniente descrever 
esta curva por uma função f = g(t). Nada impede que sejam usados todos os 
recursos disponíveis do cálculo numérico para se ajustar a curva obtida por meio de 
uma função arbitrária. No entanto, do ponto de vista teórico, uma função “g” 
escolhida arbitrariamente pode não ser de grande utilidade. No caso de 
transformações isotérmicas nos sólidos, a equação que é tradicionalmente utilizada 
é da forma: 
 
 nkttf  exp1)(
 (4) 
 
Onde k e n são determinados ajustando-se a equação acima aos dados 
experimentais. No gráfico superior da figura 10 são apresentadas três equações 
deste tipo para três temperaturas diferentes. 
 
Figura 10 - Curvas esquemáticas típicas para uma transformação de fase heterogênea que 
segue a equação JMAK. 
 
Fonte : PADILHA (2007). 
38 
 
O ajuste permite a avaliação da influência de fatores tais como temperatura, 
composição ou histórico térmico prévio, por meio da comparação entre os valores de 
k e n. Esta equação é empregada em diversos campos do conhecimento com 
diversos nomes. Em transformações nos sólidos é geralmente denominada 
Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov ou simplesmente JMAK (PADILHA, 2007). Ela foi 
deduzida e apresentada em trabalhos independentes no final da década de 1930 e 
início da década de 1940. 
A equação JMAK possui a forma sigmoidal e é mais freqüente utilizar-se a 
forma linearizada, da seguinte forma: 
 
 
   tnk
tf
ln.ln)
1
1
ln(ln 

 (5) 
 
O lado esquerdo da equação linearizada é plotado contra ln(t), resultando 
numa linha reta, no caso de n e k serem independentes do tempo, conforme ilustra a 
gráfico inferior da figura 10. Se as retas são paralelas, então o mecanismo operante 
é o mesmo e a energia de ativação pode ser determinada. 
Em certos casos é possível atribuir significados mais precisos aos valores dos 
coeficientes n e k. De fato é possível deduzir a equação acima desde que se façam 
suposições da geometria e da cinética da reação. Para tanto, é necessário 
introduzir-se os conceitos de nucleação e crescimento. Um ponto importante é que 
estes conceitos são utilizados de forma puramente operacional, isto é, nenhuma 
suposição é feita acerca do mecanismo, mas apenas acerca das funções 
matemáticas que descrevem a nucleação e o crescimento (PADILHA, 2007). 
Considere que se tenha inicialmente uma dada fase α que, com o passar do 
tempo, se transforma numa nova fase β. Admite-se que regiões da nova fase β 
surjam em determinados locais ou sítios da matriz, esta etapa é denominada 
nucleação. Após o aparecimento de um núcleo da nova fase, este núcleo aumenta 
de tamanho consumindo a matriz, esta etapa é denominada crescimento. 
 
 
 
 
39 
 
2.5 AÇOS BAINITICOS 
 
Nos dias de hoje, uma grande parte dos aços bainíticos presentes no 
mercado mundial passam por processos termomecânicos antes da transformação 
bainítica. Tais ligas bainíticas estão presentes na figura 11 (BHADESHIA, 2001). 
Segundo Barbacki (1995) os aços comerciais são divididos em 3 grandes 
grupos na qual essa divisão é baseada na bainita como constituinde majoritário na 
microestrutura, sendo assim representados como: aços baixa liga para aplicações 
gerais, aços baixa liga resistentes à fluência, aços de alta resistência de médio e alto 
carbono. 
 
 
2.5.1 Aços baixa liga para aplicações gerais 
 
Os aços de baixa liga são muito aplicados na construção de máquinas, na 
indústria automobilística, na fabricação de dutos de alta qualidade, tanques, 
reservatórios e em navios, onde exigem que o aço a serem soldados tenha alta 
resistência. 
Aços que contém entre 0,01% e 0,10% de carbono são considerados aços de 
baixo carbono. Aços que possuem uma porcentagem de carbono inferior a 0,003% 
são denominados aços bainíticos ultrabaixo carbono, tais aços possuem boas 
propriedades mecânicas como: ductilidade, tenacidade e soldabilidade. 
 
 
2.5.2 Aços baixa liga resistentes a fluência 
 
Neste grupo os aços são muito empregados em equipamentos que 
necessitam de alta resistência a temperaturas, sendo assim projetados para 
trabalhar em temperaturas próximas a 600°C. Sendo indispensável a qualidade 
(pureza) metalúrgica deste aço diminuindo assim a probabilidade de fragilização do 
revenido, (BAHDESHIA,2001). 
 
 
 
40 
 
2.5.3 Aços de alta resistência de médio e alto carbono 
 
Um segmento em que está em alta a aplicação desses aços é a indústria 
automobilística e ferroviária, no que diz respeito a fabricação de componentes 
forjados, como pequenos parafusos e eixos de transmissão, pelo fato de exigirem 
boa resistência ao desgaste especialmente em condições de baixa lubrificação, 
buscando assim uma combinação que favoreça tanto a resistência, a dureza e a 
tenacidade dos aços de alto carbono(BHADESHIA, 2005a). 
 
Figura 11 - Ligas bainíticas comerciais 
 
Fonte: BHADESHIA,2001, p.346 
41 
 
2.5.4 Aços bainíticos de alto carbono 
 
Busca-se uma combinação da micoestrutura bainítica que seja satisfatória 
tanto na propriedade de resistência quanto na de dureza com tenacidade. Existe 
uma faixa de aplicação muito ampla neste grupo, sendo os mais utilizados 
atualmente: componentes forjados de vários tamanhos, desde pequenos parafusos 
e eixos de transmissão para veículos até grandes rotores para turbinas de geradores 
de energia (CARMO,2001). 
 
 
2.3.2 Aços bainíticos de alto carbono isentos de carbonetos 
 
Segundo Bhadeshia e Edmonds (1979), é indesejável a presença de 
carbonetos na microestrutura de aços bainíticos, pelo fato de causar trincas e vazios 
entre os grãos de ferrita bainíticas e austenita. Para a eliminação dessas 
características indesejáveis, os autores citados acima, sugerem a adição de outros 
elementos de ligas. 
A microestrutura de aços responsáveis pelas boas propriedades mecânicas 
como alta ductilidade, tenacidade com resistência à tração, resistência à abrasão e à 
fadiga, consiste de finas ripas de ferrita bainítica, livres de carbonetos, e pequenos 
blocos de austenita retida rica em carbonos. Onde é essencialmente conseguido em 
aços com elevado teor de carbono, que ajuda a diminuir a temperatura de 
transformação bainítica e estabiliza a austenita retida após a tranformação bainítica 
(QIAN, 2012). 
Além disso, as finas ripas bainíticas são mais desejadas, pois é essa 
microestrutura o principal mecanismo responsável pela melhora simultânea da força 
e tenacidade do aço. O tamanho das ripas bainíticas tende a ser refinado com a 
diminuição da temperatura de transformação, devido ao aumento da força de 
transformação de condução e o fim da aglutinação de finas ripas bainíticas (QIAN, 
2012). 
Recentemente os aços bainíticos são utilizados para substituir os aços 
perlíticos muito usados em componentes ferroviários, na qual existem condições de 
serviços severas, tendo uma composição básica similar, mas com uma diferença no 
42 
 
teor de carbono apresentado no aço bainitico podendo ultrapassar 0,8 % e adição de 
Cr para aumentar a temperabilidade(CARMO, 2001). 
Segundo García-Mateo et al. (2005), a dureza do aço bainítico aumenta 
rapidamente a medida que a temperatura de transformação diminui, apesar que a 
fração de ferrita bainítica presente na microestrutura aumenta de 0,5 a 0,7 no 
mesmo intervalo de tempo. Esse aumento brusco de dureza está relacionado com a 
diminuição da espessura da placa de ferrita bainítica. 
 
 
2.3.2.1 Propriedades Mecânicas e Aplicações 
 
Estudos realizados mostram que os aços bainíticos de alto carbono livre de 
carbonetos combinam uma série de propriedades mecânicas como: alta ductilidade, 
tenacidade com resistência à tração, resistência à abrasão e à fadiga. Estas 
propriedades são geralmente obtidas de acordo com a quantidade de cada fase 
presente na microestrutura, após o tratamento térmico. A sua microestrutura 
formada por ferrita bainítica e austenita retida é a responsável pela combinação de 
propriedades mecânicas (CABALLERO e BHADESHIA, 2004; CARMO, 2011). 
De acordo com Barbacki (1995) as propriedades mecânicas tendem a ser 
muito interessantes, como por exemplo, apresentando 1400 MPa de resistência ao 
escoamento e tenacidade à fratura em torno de 100 MPa.m ½. 
As suas principais aplicações incluem: componentes forjados de vários 
tamanhos, desde pequenos parafusos e eixos de transmissão para veículos até 
grandes rotores para turbinas de geradores de energia. Outra linha de aplicações 
que está ganhando espaço é a indústria ferroviária: rodas para trens de carga e de 
alta velocidade para passageiros, bem como em aplicações que exijam a resistência 
ao desgaste como pistas de mancais de rolamentos, especialmente em condições 
de baixa lubrificação (BHADESHIA, 2005; VIÁFARA et al 2005; PEET et al, 2013). 
Na figura 12 podem-se observar exemplos de aplicações destes materiais. 
 
 
 
 
 
43 
 
Figura 12 - Aços bainíticos livres de carbonetos em serviço. 
 
(BHADESHIA, 2005a) 
 
De acordo com Bhadeshia (1992) estes aços vêm substituindo os aços 
altamente ligados em componentes de máquinas onde se necessita alta resistência 
à tração combinada com capacidade de absorver energia no impacto. Pois, os aços 
bainíticos convencionais quando aplicados na construção de máquinas não 
apresentam êxito devido à presença de carboneto de ferro, a cementita, em sua 
microestrutura. 
 
 
2.3.2.1.1 Comportamento à Fadiga 
 
Uma das principais propriedades mecânicas dos aços bainíticos de alto 
carbono livre de carbonetos é a resistência à fadiga. Desta forma, Bhadeshia (2005) 
sugere que sejam realizadas pesquisas em fadiga de aços bainíticos livre de 
carbonetos, pois atualmente existem poucos estudos nesse sentido. 
Peet et. al (2013) divulgaram pela primeira vez, resultados de estudo da 
resistência a fadiga mecânica dos aços bainíticos livre de carbonetos. As 
investigações foram realizadas com ciclos de carregamento em que as tensões 
máximas situaram-se na faixa de 1,2 a 1,6 GPa em testes de fadiga com 
carregamento de tração e compressão. Foram aplicados 105 ciclos e os dados 
extrapolados para 107 ciclos estimando a vida a fadiga em 855 MPa. O aço 
estudado foi fundido em cadinho aberto, ou seja, sem procedimentos para controle 
da atmosfera e austêmperado a 200°C por 10 dias, formando bainita de granulação 
fina com dureza de 680 ± 3 HV50 (PEET et. al, 2013). 
 
44 
 
3 MATERIAIS E MÉTODOS 
 
Neste capítulo serão demonstrados os procedimentos para obtenção dos 
resultados finais do trabalho, como as ligas metálicas utilizadas, tratamento térmico, 
e tipos de ensaios realizados. 
 
 
3.1 MATERIAIS 
 
Os materiais obtidos nesse trabalho foram quatro ligas de aço de alto carbono 
com uma composição levemente hipereutética, onde a porcentagem dos elementos 
de ligas definidos são apresentados na tabela 01 que segue abaixo. 
 
Tabela 1 - Composição química definida para o estudo 
 
Fonte : Autor 
 
 
3.2 MÉTODOS 
 
3.2.1 Condições iniciais 
 
Como visto anteriormente, os materiais a serem utilizado foram ligas de aço 
de alto teor de carbono, variando alguns elementos de ligas como Mn, Si e Ni. Após 
a definição dos materiais, foram estabelecidas divisões em relação aos métodos de 
trabalho a serem aplicados sendo: 
 
1º - Realização do Processo de Fundição das Ligas; 
45 
 
2º - Realização do Processo de Conformação Mecânica das Ligas; 
3º - Realização dos tratamentos térmicos de Austêmpera; 
4º - Ensaios metalográficos e dureza; 
 
 
3.2.2 Processo de fundição 
 
3.2.2.1 Moldagem 
 
Utilizando um modelo de bloco Y (figura 13) já confeccionado, modelo esse 
padronizado pela ASTM E8 para ferro fundido e aços. Dando início ao processo de 
moldagem dos blocos que consistem na mistura de areia, resina fenólica, resina 
isocianato e catalizador piridina, acrescentando em quantidades precisas cada um 
dos componentes, sendo a resina fenólica adicionada com 0,6% sobre o peso da 
areia, na mesma proporção que a resina fenólica ocorre a adição da resina 
isocianato, e o catalizador piridina adicionado a 0,5% sobre o peso da resina 
fenólica. 
 
Figura 13 - Modelo bloco Y 
 
Fonte : Autor 
 
 
3.2.2.2 Fusão das Ligas 
 
A fusão das ligas de aço ocorreram em forno de indução a cadinho de média 
frequência e com capacidade de 350 Kg de aço, sua temperatura de fusão é de 
46 
 
aproximadamente 1520 ºC, antes que ocorra o vazamento do material é necessário 
a queima de uma amostra chamado de “moeda”, utilizando a técnica de 
espectroscopia de emissão óptica que indicará a porcentagem de cada elemento 
que formam a determinada liga, tal processo realizado no laboratório de materiais da 
Sociesc, com uso de um espectrômetro do tipo Spectrolab. Se a porcentagem de 
elementos estiver diferente do desejado, é necessário recalcular a quantidade a ser 
acrescentada e em seguinda realizar a queima novamente, processo esse sucessivo 
até se encontrar dentro das margens aceitáveis de elementos do material. Após a 
retirada da escória, o material é transferido para uma panela pré-aquecida, para que 
não ocorra um choque térmico com o material, em seguida ocorrendo o vazamento 
do aço nos blocos de moldes tipo Y, em temperaturas variando de 1380 a 1400 ºC, 
como mostra as figuras 14 e 15. 
 
Figura 14 - Fusão do Aço 
 
Fonte – Autor 
 
 
 
 
 
 
 
47 
 
Figura 15 - Aço fundido 
 
Fonte - Autor 
 
 
3.2.3 Laminação a quente 
 
Um segmento em que está em alta a aplicação desses aços é a indústria 
automobilística e ferroviária, no que diz respeito a fabricação de componentes 
forjados, como pequenos parafusos e eixos de transmissão, pelo fato de exigirem 
boa resistência ao desgaste especialmente em condições de baixa lubrificação 
(BHADESHIA, 2005a). 
Buscando se aproximar o máximo possível do processo que é usado 
atualmente optou-se então em aplicar a laminação a quente nas peças analisadas, 
assim identificando sua estrutura metalográfica e dureza que mais se assemelham 
ao processo de forjamento. 
As amostras para o estudo de austêmpera foram conformadas 
mecanicamente pelo processo de laminação, com o intuito de deixar as amostras 
mais próximas das condições de uso. 
A partir das áreas úteis dos blocos Y se obterão as laminas nas quais serão 
realizados os cortes das amostras para os estudos. 
A laminação foi realizada na empresa Metisa em tiras de 25 mm de espessura 
em dois passes, com reduções para espessuras de 14,5 e 7,5 mm, respectivamente. 
 
48 
 
3.2.4 Tratamento térmico de austêmpera 
 
O processo foi realizado na fundição da Sociesc (figura 17), sendo primeiropasso a separação e marcação dos corpos de prova, separando-os em 9 (nove) 
grupos com as 4(quatro) ligas, realizando uma repetição dos tratamentos, ou seja, 
tendo um total de 72 amostras. 
Depois de realizada a marcação foi efetuado o pré-aquecimento das 
amostras, onde permaneceram no forno à 400ºC por 30 minutos, em seguida as 
amostras foram austenitizadas a uma temperatura de 800ºC, permanecendo por 
mais 30 minutos. Após a austenitização completa as peças passaram pelo processo 
de tratamento térmico de austêmpera onde ocorreu um resfriamento rápido até 
chegar a 280ºC mantendo assim até atingir o tempo pré-estabelecidos, como mostra 
a figura 16 e a tabela 2. 
 
Tabela 2 – Descrição do Tratamento Térmico de Austêmpera 
 
Legenda: Exemplo referente a nomenclatura: 1BT1, sendo 1 – liga 1, B – Temperatura de 280°C e 
T1 – Tempo de 1hora 
Fonte: Autor 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
49 
 
Figura 16 – Representação do ciclo de tratamento isotérmico 
 
Fonte : Autor 
 
Figura 17 - fornos utilizados: a) de pré-aquecimento 400°C, b) forno austenitização 800°C, c) 
forno de austêmpera 280°C. 
 
Fonte - Autor 
 
Após atingir o tempo previsto, o grupo de peças foi retirado do forno e 
transportado até o local de limpeza dos mesmos (figura 18), permanecendo assim 
por aproximadamente 15 minutos em uma banheira com água á 80°C, para que seja 
extraída a camada mais grossa de sal que fica impregnado nos corpos de prova, 
resíduos que ainda permanecem nas amostras são retirados ao passar pelo ácido 
que em elevado tempo de contato acaba danificando a peça, sendo assim após ser 
a) b) c) 
50 
 
mergulhado no ácido é necessário que todas as peças passem por um neutralizante 
que tem função de anular o efeito do ácido, finalizando assim com um banho de óleo 
para que se mantenham protegida as peças contra a corrosão. 
 
Figura 18 - Métodos de limpeza: a) água, b)ácido, c) óleo. 
 
Fonte – Autor 
 
 
3.2.5 Preparação metalográfica 
 
As amostras utilizadas para a análise metalográfica foram retiradas dos 
blocos que sofreram laminação e posteriormente passaram pelo tratamento térmico 
de austêmpera, tais amostras foram cortadas com dimensões de (8 mm) x (12 mm) x 
(7 mm) com objetivo de de facilitar a identificação do sentido da laminação, que se 
refere aos 12mm. 
Foram analisadas amostras no estado após a laminação e após os 
tratamentos térmicos de austêmpera. Primeiro passo para a preparação 
metalográfica foi o embutimento a quente das amostras, contendo em cada 
embutimento duas amostras com o mesmo tempo de tratamento térmico e o mesmo 
material. Depois de pronto utilizou-se o método convencional de praparação 
metalográfica, lixamento até a grana 1200, seguido do polimento com pasta de 
diamante de 3 μm. O ataque metalográfico foi realizado utilizando solução de Nital a 
4%. 
 
 
 
 
a) b) c) 
51 
 
3.2.5.1 Microscopia Óptica 
 
Com auxílio da técnica de microscopia óptica (MO), foi possível analisar as 
microestruturas das amostras no estado bruto de fusão, após o processo de 
laminação, e após o tratamento térmico de austêmpera, com auxílio de um 
microscópio modelo Olympus BX 51 (figura 19), disponibilizado no laboratório de 
materiais da SOCIESC. 
Após a preparação metalográfica, as amostras foram levadas ao microscópio 
óptico para captura de imagens, foram analisados 4 regiões em cada amostra, com 
magnitude de aumento entre 200 e 1000 vezes, sempre buscando a melhor região e 
o melhor contraste com a luz, proporcionando assim uma precisão maior no 
processo de contagem de fases. 
 
Figura 19 - Microscópio Olympus BX 51 
 
Fonte – Autor 
 
 
 
 
52 
 
3.2.5.2 Microscopia Eletrônica de Varredura 
 
Na análise microestrutural através da técnica MEV, utilizou-se as mesmas 
amostras usadas no processo de microscopia óptica (MO), método de preparação 
das amostras foram os mesmos, lixamento até a grana 1200, seguido do polimento 
com pasta de diamante de 3 μm. O ataque metalográfico foi realizado utilizando 
solução de Nital a 4%. 
Com este equipamento é possível produzir imagens de alta ampliação e 
resolução, permitindo uma melhor análise das morfologias de fases presentes nas 
amostras. As imagens foram obtidas com auxílio do microscópio da marca Jeol, 
modelo JS-6360 instalado no laboratório de materiais na empresa ArcelorMittal/Veja 
do sul representado na figura 20. 
 
Figura 20 – Microscópio Jeol (MEV), modelo JS-6360 
 
Fonte : Autor 
 
 
3.2.5.3 Quantificação de Fases 
 
Após realizada a microscopia óptica é possível dar início ao processo de 
quantificação de fases, utilizando o mesmo programa para a captação de imagens o 
Image ProPlus™, neste existe um módulo conhecido como MaterialsPro que por sua 
53 
 
vez apresenta diversas ferramentas designadas para análise microestrutural, neste 
caso foi utilizado a ferramenta Measure Phases destinada à quantificação das 
diferentes fases presentes na microestrutura. 
O método utilizado no trabalho possui duas faixas de “Threshold” destinada à 
quantificação de: i) ferrita bainítica; ii) 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. Nas figuras 21, 22 e 23 são apresentados exemplos que ilustram 
algumas análises testadas e seus respectivos resultados. 
 
Figura 21 - Exemplo de método de análise utilizado para amostra da liga 1 com 0,85% C, 1,48% 
Si, 1,50% Mn, 0,50% Ni, 1,30% Cr, 0,30% Mo, austemperada a 280°C durante 4 horas e 
observada com aumento de 1000X. 
 
Fonte : Autor 
 
 
 
 
 
 
 
54 
 
Figura 22 - Exemplo de método de análise utilizado para amostra da liga 1 com 0,85% C, 1,48% 
Si, 1,50% Mn, 0,50% Ni, 1,30% Cr, 0,30% Mo, austemperada a 280°C durante 24 horas e 
observada com aumento de 1000X. 
 
Fonte : Autor 
 
Figura 23 - Exemplo de método de análise utilizado para amostra da liga 3 com 0,85% C, 1,52% 
Si, 1,98% Mn, 0,47% Ni, 1,38% Cr, 0,30% Mo, austemperada a 280°C durante 24 horas e 
observada com aumento de 1000X. 
 
Fonte : Autor 
55 
 
3.2.5.4 Microdureza Vickers 
 
Medidas de microdureza Vickers foram realizadas com intuito de identificar a 
presença de martensita em regiões específicas de algumas amostras. Pelo fato de 
existirem regiões com morfologias semelhantes, porém, com colorações diferentes e 
de difícil distinção ao microscópio óptico foi necessário o uso desta análise 
buscando identificar e diferenciar as regiões como pertencentes a ilhas de ferrita 
acicular ou martensita. Utilizou-se um microdurômetro Leitz-Wetzlar 6833, com 
cargas de 200gf (HV-0,2). 
 
 
3.2.6 Ensaio de dureza 
 
O ensaio de Dureza foi realizado em todas as amostras após o processo de 
metalografia, ensaio este executado de acordo com a norma ASTM E18 (Standard 
Methods for Rockwell Hardness and Rockwell Superficial Hardness of Metallic 
Materials) e a ABNT NBR NM ISO 6508-1:2008 (Metallic Materials – Rockwell 
Harness Test – Part 1: Test Method (Scales A, B, C, D, E, F, G, H, K, N, T)) no 
durômetro Rockwell, com cone de diamante e carga de 150 Kgf. Utilizando assim a 
escala C, unidade assim representada como HRC. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
56 
 
4 RESULTADOS E DISCUSSÕES 
 
 
4.1 COMPOSIÇÃO QUÍMICA 
 
A composição química presente nas quatro ligas de aço utilizadas está 
presente na tabela 03, na qual é representado em percentual de peso