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Nos aços o aumento do teor de carbono para cerca de 0,15 % e a adição elementos de liga como molibdênio e boro e o controle do tamanhão de grão pela adição de nióbio, fatores que retardam a transformação da austenita em ferrita, tornam possível a obtenção de aços com microestrutura completamente bainítica, atingindo resistência ao escoamento na faixa de 450 a 900 MPa. O objetivo é evitar as transformações tanto para ferrita quanto para martensita, mas sem evitar ou atrasar a transformação para bainita, permitindo que esta transformação ocorra em um amplo intervalo de taxas de resfriamento [1].
A resistência mecânica obtida pode ser controlada pela redução da temperatura de início de transformação bainítica (Bi), que varia com a composição química de acordo com a equação empírica [1]:
Bi (ºC) = 830 – 270(%C) – 90(%Mn) – 37(%Ni) – 70(%Cr) – 83(%M).
A temperatura na qual corre 50 % da transformação B50 e a temperatura na qual ocorre o final da transformação bainítica, Bf, estão relacionadas com a temperatura de início de transformação pelas relações [1]:
B50 (ºC) = Bi – 60.
Bf (ºC) = Bi – 120.
A resistência mecânica dos aços bainíticos está linearmente relacionada com a temperatura de 50 % de transformação, independentemente da composição química. A microestrutura muda de bainita inferior para superior em uma temperatura de transformação da ordem de 550 ºC, sem descontinuidade no que se refere à resistência.
A escolha de elementos de liga para obter uma dada resistência mecânica e uma certa temperatura de transformação pode ser feita tendo como referência características como custos, tenacidade, soldabilidade e conformabilidade. Os três últimos fatores exigem baixo teor de carbono. Em geral, a microestrutura bainítica inferior (formada em temperaturas mais baixas) proporciona melhor tenacidade do que a microestrutura bainítica superior (formada em temperaturas mais altas) [1]. A microestrutura bainítica muda bastante com o teor de carbono e de outros elementos de liga, podendo haver mais outras morfologias além destas duas [2].
As propriedades da bainita podem representar clara vantagem em algumas aplicações, mas não existem muitas informações sobre comparações de propriedades entre bainita e martensita revenida. Alguns dados apontam para ductilidade e tenacidade inferiores da bainita de baixo carbono em comparação com microestruturas de ligas ferrosas com resistência mecânica equivalente, mas não existem dados suficientes para explicar os motivos.
Apesar da dificuldade de entender a natureza e o mecanismo da formação das microestruturas bainíticas, vários tipos de aços bainíticos já foram desenvolvidos com sucesso.
Existe um limite para a resistência mecânica com resistência ao impacto adequada para microestruturas ferrítico-perlíticas e de modo a garantir alta resistência mecânica, aços temperados e revenidos podem ser necessários, mas com desvantagens do ponto de vista econômico. Já foram desenvolvidas certas composições químicas de aços que permitem o uso do tratamento mais econômico de resfriamento ao ara após laminação controlada ou normalização, de modo a obter microestrutura de ferrita acicular e propriedades satisfatórias. Esses desenvolvimentos podem ser considerados como extensões dos aços bainíticos de baixo carbono a teores muito baixos deste elemento.
O desenvolvimento de aços bainíticos de baixo carbono, usando composições com teor de carbono na faixa de 0,10 a 0,15 %, foi uma tentativa de produzir aços cuja resistência ao escoamento passasse de 450 para 900 MPa, mantendo boa soldabilidade e resistência ao impacto. Estas propriedades podem ser obtidas nas condições como laminada ou normalizada e preferencialmente sem revenimento. Só que nem todas essas características puderam ser obtidas [2].
Requisitos para aços bainíticos de baixo carbono
A microestrutura bainítica de menor resistência mecânica frequentemente apresenta níveis desta propriedade semelhantes ou mesmo um pouco inferiores aos que resultam de uma microestrutra ferrítico-perlítica formada em temperaturas mais baixas. A bainita se forma em temperaturas intermediárias entre as que levam à formação da martensita e da ferrita-perlita. Sendo assim, é possível produzir, para uma bainita de uma dada composição química, uma faixa de valores de resistência mecânica, que vão dos níveis obtidos para a microestrutura ferrítico-perlítica até os que correspondem ao da martensita., o variar a temperatura na qual a austenita se transforma em bainita.
Os objetivos do desenvolvimento do aço bainítico de baixo teor de carbono são:
1. Produzir microestrutura bainítica por resfriamento ao ar, assim eliminando as desvantagens econômicas da têmpera e do subsequente revenido. O resfriamento ao ar também evita o surgimento de trincas de têmpera e minimiza as distorções durante tratamento térmico.
2. Permitir o uso de aço com baixo teor de carbono e baixo teor de carbono equivalente, de modo a obter boa soldabilidade e conformabilidade, embora esta restrita a operações menos severas.
3. Proporcionar uma faixa de níveis de resistência à tração, de 600 a 1200 MPa, com resistência ao escoamento variando de 450 a 900 MPa.
4. Obter as propriedades mencionadas na condição de resfriado ao ar tanto diretamente após laminação quanto com tratamento simples de normalização. Ressalve-se que para níveis de resistência mecânica mais elevados, pode ser necessária a realização de revenimento.
5. Obter as mesmas propriedades com um mínimo de variação ao longo das dimensões da peça, ou seja, com mínima variação de taxa de resfriamento, evitando a formação de martensita nas peças com menor espessura. Isso faz com que seja necessário que a parte superior da curva de transformação bainítica seja “achatada”, de modo que o máximo endurecimento por transformação bainítica esteja associado a um mínimo endurecimento por transformação bainítica.
6. Obter propriedades de resistência ao impacto máximas possíveis e compatíveis com os altos níveis de resistência mecânica obtidos.
O desenvolvimento de aços bainíticos de baixo carbono
A composição química dos aços bainíticos de baixo carbono soldáveis baseia-se em teores de carbono da ordem de 0,10 a 0,15 %, mas nesse caso não é possível produzir microestrutura bainítica de forma extensa devido à rapidez da reação que leva à formação da ferrita poligonal. Entretanto, é fato conhecido que vários aços de baixa liga, particularmente aços contendo 0,10 a 0,15 % de carbono e 0,5 % de molibdênio apresentam microestrutura de ferrita poligonal e bainita após normalização, cabendo ao molibdênio a ação de retardar a formação de ferrita poligonal. O problema consiste em garantir a separação entre as curvas de transformação da ferrita e da bainita (em termos de temperatura), retardando em muito a transformação em ferrita poligonal, mas sem retardar a transformação bainítica.
Sabe-se que a adição de 0,002 % de boro poderia retardar a transformação em ferrita poligonal, que se nucleia nos contornos de grãos austeníticos, mas pouco afetaria a taxa de transformação bainítica. Durante o resfriamento contínuo a bainita se forma em um amplo intervalo de taxas de resfriamento, e, além disso, a curva de transformação bainítica apresenta a parte superior achatada, de modo que a temperatura de transformação é constante nessa ampla faixa de taxas de resfriamento. Isso tem como resultado a resistência mecânica constante para uma ampla variedade de dimensões transversais da peça, e assim há pouca variação na resistência mecânica de peças com grandes dimensões resfriadas ao ar.
Na fabricação dos aços com boro é essencial que este elemento de liga esteja em solução na austenita, porque sua eficiência se deve à segregação nos contornos de grãos austeníticos, nos quais a ferrita poligonal poderia nuclear-se. O boro presente na forma de óxido ou de nitreto é inútil, e deste modo os aços devem ser acalmados ao alumínio e frequentemente tratados com titânio para evitar a formação de nitreto de boro, que resultaria no decréscimo do teor de boro em solução sólida. Assim os aços bainíticos são acalmados e têm seus grãos refinados. Também existe um teor ótimo de boro acima do qual o efeito de retardamento da transformação em ferrita poligonal. O teor ótimo de boro diminui à medida que o tamanho de grãos austenítico aumenta.
A adição de boro ao aço de baixo carbono com 0,5 % de molibdênio é tão efetiva que microestruturas completamente austeníticas podem ser obtidas em barras redondas com diâmetro de 0,5 a 50 cm resfriadas ao ar. A máxima taxa de transformação ocorre a aproximadamente 650 ºC, de modo que a microestrutura formada é bainita superior de baixo carbono, e a temperatura de transformação é tão constante com a variação de taxa de resfriamento, que a diminuição das taxas de resfriamento de 450 para 6 ºC/min (1 a 60 cm de diâmetro com resfriamento ao ar), apenas causa um decréscimo de tensão de resistência ao escoamento de 500 para 450 MPa.
A resistência ao escoamento é tão elevada quanto a obtida em aços com microestrutura fina de ferrita e perlita, e muito mais alta que os 230 a 300 MPa obtidos no aço de baixo carbono contendo molibdênio em ausência de boro. À medida que diminui a temperatura de transformação, dentro do intervalo de transformação bainítica, aumenta a resistência mecânica. A temperatura na qual se forma a bainita depende da temperatura Bi (ou mais diretamente de B50). Assim, se Bi for reduzida, mantendo-se o teor de carbono, resulta um aço soldável com maior resistência mecânica. Do mesmo modo que a temperatura Mi, a temperatura Bi é reduzida pela adição da maioria dos elementos de liga:
Bi (ºC) = 830 -270(C) - 90 (Mn) – 37 (Ni) – 70 (Cr) – 83(Mo)
B50 = Bi – 60 ºC
Bf = Bi – 120 ºC
Adições de carbono e de muitos elementos de liga são capazes de diminuir a temperatura de transformação e produzir microestruturas bainíticas de mais alta resistência mecânica. Deste modo, a adição desses elementos de liga ao aço baixo carbono básico com 0,5 % de molibdênio e boro resulta em resistência mecânica da ordem de: 530 a 1200MPa de resistência à tração e 450 a 980 MPa de resistência ao escoamento.
Estes níveis de resistência mecânica podem ser obtidos na condição de resfriamento ao ar após austenitização a 900-950 ºC, com pouca variação mesmo para uma ampla variedade de taxas de resfriamento/tamanhos de seção. Ao mesmo tempo, a temperatura para o final da transformação não se torna baixa ao ponto de prejudicar a soldabilidade, ou seja, a transformação sempre se completa acima do limite de 290 ºC abaixo do qual pode ocorrer trincamento na zona afetada pelo calor. Reduzindo a temperatura de transformação, a microestrutura torna-se mais fina e mais acicular, e abaixo da uma temperatura de transformação da ordem de 550 ºC, a microestrutura muda de predominante bainita superior para predominante bainita inferior. Caindo de 650 para 450 ºC ocorre aumento linear de resistência mecânica, à medida que diminui a temperatura de 50 % de transformação, mantendo o teor de carbono na faixa de 0,05 a 0,20 % e reduzindo a temperatura de transformação através da adição de elementos de liga. A resistência mecânica (à tração = RT) está relacionada com a composição química por uma equação empírica do tipo:
RT (MPa) = 15,4 [ 16 + 125(C) + 15 (Mn+Cr) + 12(Mo) + 6(W) + 8(Ni) + 4(Cu) + 25 (V+Ti)]
O motivo do desenvolvimento desta equação é a relação linear entre resistência mecânica e temperatura de transformação, a qual é linearmente relacionada com as temperaturas Bi e B50, que por sua vez são relacionadas à composição química, ou seja, aos teores de elementos de liga. Consequentemente, há uma relação linear entre resistência à tração e teores de elementos de liga.
A escolha dos elementos de liga
A escolha dos elementos de liga nos aços bainíticos de baixo carbono é controlada pelas propriedades necessárias às suas aplicações e pelo fator custo. Os requisitos primários são a soldabilidade, a conformabilidade e boa resistência ao impacto. Para obter boa soldabilidade, é necessário estabelecer um teor máximo admissível de carbono, de modo que os teores dos elementos de liga devem compensar o menor teor de carbono necessário. As propriedades mecânicas fundamentais são a resistência mecânica, a ductilidade e a resistência ao impacto. A ductilidade para um determinado teor de carbono é essencialmente dependente da resistência mecânica, não importando os teores de elementos de liga adicionados, enquanto a resistência ao impacto depende de complexas interações entre teor de carbono, resistência mecânica temperatura de transformação, tamanho de grão austenítico, tratamento térmico de revenido e composição química. Para que as propriedades de impacto sejam as melhores possíveis é necessário que o alto nível de resistência mecânica obtido coma redução da temperatura de transformação pelo níquel seja alcançado com o menor teor de carbono possível. Isso torna necessário um alto teor de níquel, pois este elemento tem um efeito relativamente pequeno na redução da temperatura Bi, o que seria inviável economicamente devido ao alto custo deste metal. Adicionalmente, esta microestrutura de alta resistência mecânica necessitaria de tratamento térmico de revenido, acarretando um custo extra.
Considerando o custo da adição de elementos de liga, o manganês e o cromo são os elementos mais indicados, sendo usados de fato nos aços bainíticos de alta resistência mecânica. Estas adições devem reduzir ao máximo a temperatura Bi, mas com mínima redução da temperatura Mi, contribuindo para evitar o trincamento na zona termicamente afetada pela soldagem. Sendo assim, a razão entre a redução de Bi e a redução de Mi deve ser máxima por percentual de elemento de liga adicionado.
Evidentemente o carbono é um elemento indesejado, embora seja barato. Deste modo, o aumento de resistência mecânica não deve ser conseguido com o aumento do teor de carbono, o que seria muito novo à resistência ao impacto. Cromo, molibdênio e manganês poderiam ser as melhores escolhas de elemento de liga, sendo que 0,5 % de molibdênio é necessário para garantir a ocorrência de transformação bainítica. Entretanto, como o molibdênio é um metal caro, acarreta aumento de custos, ao contrário do manganês e do cromo, que são bem mais baratos. Estes elementos são realmente usados na fabricação de aços bainíticos com resistência ao escoamento da ordem de 900 MPa e resistência à tração de cerca de 1200 MPa.
Propriedades mecânicas gerais dos aços bainíticos de baixo carbono
A resistência à tração aumenta linearmente à medida que a temperatura de transformação diminui. A resistência ao escoamento (RE) aumenta linearmente com o aumento da resistência à tração (RT), de acordo com a equação empírica:
RE (MPa) = 0,67 + 0,55 RT (MPa)
Entretanto, à medida que a resistência á tração aumenta, a razão RE/RT diminui de 0,70 a 0,75 a uma resistência à tração de 450 MPa para cerca de 0,65 a uma resistência à tração de 1200 MPa. Isso se deve às tensões internas causadas pelas menores temperaturas de transformação, exigidas para produzir resistência mecânica mais alta. O alívio destas tensões pelo revenido a 400 ºC não altera a resistência á tração, mas aumenta a razão RE/RT para 0,75 a 0,80, independente do nível de resistência.
A ductilidade em tração desses aços bainíticos de baixo carbono está intimamente ligada à sua resistência mecânica, ambos o alongamento percentual e a redução de área diminuem à medida que a resistência mecânica aumenta. O valores de ductilidade geralmente ficam dentro de uma faixa definida por relações semelhantes obtidas para aços martensíticos temperados e revenidos. Parece não haver efeito da adição de elemento de liga na ductilidade e tração. Como os valores de ductilidade geralmente ficam numa faixa estreita, o conhecimento da composição química permite calcular resistência à tração, o que possibilita estimar a ductilidade tração.
As propriedades de impacto são influenciadas por muitos fatores, e antes de discutí-las é necessário considerar a natureza da microestrutura bainítica e dos mecanismos de endurecimento que são operativos.
A microestrutura da bainita e os mecanismos de endurecimento envolvidos
A bainita se forma por uma transformação por cisalhamento a partir da austenita, sendo que o primeiro núcleo que se forma é o de ferrita. Isso é verdade em aços com teores de carbono mais baixos, mas pode ser questionável em aços com teores de carbono mais elevados, nos quais se acredita que a bainita superior se nucleai pela precipitação de cementita. O crescimento do produto formado por cisalhamento é controlado por difusão. Há duas formas distintas de bainita, diferenciadas tanto pela morfologia quanto pela relação de orientação entre a ferrita e o carbeto. Nos aços com teores de carbono mais baixos o carbeto formado é a cementita (Fe3C), mas nos aços com teores de carbono mais elevados em baixas temperaturas de transformação há alguma evidência da formação do carbeto épsilon (Fe2C).
Bainita Superior
A ferrita se forma por cisalhamento como plaquetas ou ripas, que se nucleiam cooperativamente lado a lado em “pacotes”. Surge a temperaturas acima de 350 ºC em aços contendo acima de 0,6 % de carbono, mas em temperaturas mais altas em aços com teores de carbono mais baixos, ou seja, em temperaturas acima das quais se forma predominantemente bainita superior, de pendendo do teor de carbono. A temperaturas nas quais se forma bainita superior, o carbono tem mobilidade suficiente para difundir na austenita à frente da ferrita bainítica que está crescendo. Assim, a austenita enriquecida em carbono fica retida entre as ripas de ferrita bainítica e pode formar martensita de alto carbono ou cementita entre as ripas de ferrita, dependendo da composição química, do grau de enriquecimento em carbono, da taxa de resfriamento ou da temperatura de transformação.
Se a microestrutura contém austenita retida ou martensita, pode ser denominada bainita granular. Em geral a microestrutura consiste de filmes ou partículas alongadas de carbeto localizadas entre as ripas de ferrita bainítica, ou seja, nos contornos das ripas. Estes carbetos possuem uma relação de orientação com a ferrita, derivada das relações individuais mútuas entre a ferrita e a austenita e entre a cementita e a austenita. A energia de ativação para a transformação equivale à energia de ativação para a difusão do carbono na austenita. Quanto mais baixa a temperatura de transformação, mais finas são as ripas de ferrita bainítica e menores e mais numerosas as partículas de carbeto nos contornos de ripas. Quanto maior o teor de carbono, mais finas são as ripas de ferrita bainítica e mais numerosos e contínuos os filmes de carbeto entre as ripas de ferrita, de modo que a microestrutura assume um aspecto de perlita.
Bainita Inferior
Formando-se a temperaturas de transformação mais baixas, as plaquetas iniciais de ferrita ficam supersaturadas com carbono, pois este não pode se difundir prontamente para fora da ferrita que cresce. Para manter a força motriz para a reação, o carbono deve se precipitar dentro das ripas de ferrita bainítica, que não se formam tão prontamente quanto os pacotes de ferrita bainítica nucleados lado a lado. Assim, o carbeto se precipita como pequenas plaquetas dentro das ripas de ferrita, a um ângulo característico de aproximadamente 55 º em relação ao eixo longitudinal da ripa. Esta cementita tem uma relação de orientação com a ferrita na qual se precipita. A energia de ativação para este processo é a mesma da difusão do carbono na ferrita. Quanto menor a temperatura de transformação ou maior o teor de carbono, mais finas são as ripas de ferrita bainítica e mais finos e mais numerosas as partículas de carbeto.
Em ambos os tipos de bainita, superior e inferior, os contornos entre as ripas de ferrita bainítica dentro dos pacotes são contornos de baixo ângulo, que são obstáculos para o movimento das discordâncias, mas não para a propagação das trincas. Os contornos entre pacotes, ou seja, entre os contornos de grãos da austenita prévia, são contornos de alto ângulo que impedem a propagação das trincas.
Mecanismos de endurecimento
Os mecanismos de endurecimento que atuam na bainita são:
1 – Tamanho de grão ferrítico, ou seja, de ripa bainítica, pequeno. O comprimento das ripas diminui com a temperatura de transformação do mesmo modo que o tamanho de grão da ferrita bainítica.
2 – A densidade de discordâncias, que aumenta com o decréscimo da temperatura de transformação. Estas discordâncias surgem devido às deformações acarretadas pela transformação, mas também quanto mais numerosos os carbetos, maior a densidade de discordâncias.
3 – A dispersão dos carbetos, que é cada vez mais efetiva com o aumento do teor de carbono e com o decréscimo da temperatura de transformação. Existe uma relação crescente e linear entre o número de partículas de carbeto por área da microestrutura e a resistência ao escoamento.
4 – O carbono dissolvido na ferrita bainítica, que aumenta com o decréscimo da temperatura de transformação. Isso causa endurecimento por solução sólida e endurecimento por interação com as discordâncias.
Pode ser observado que todos esses mecanismos de endurecimento aumentam de intensidade à medida que a temperatura de transformação diminui, mas ainda não foi possível explicar porque a resistência mecânica aumenta linearmente com o decréscimo da temperatura de transformação.
Uma equação empírica correlaciona a resistência ao escoamento (RE) com o tamanho de ripa bainítica (d) e com o número (n) de partículas por área observada:
RE (MPa) = 15,4(-12,6 + 1,13d-1/2 + 0,98n1/4)
Deve ser ressaltado que, existe um limite inferir de distribuição de carbetos, abaixo do qual estes não contribuem para a resistência mecânica. Assim, a equação descrita anteriormente se aplica somente em caso de fina dispersão de carbetos e a dispersão de carbetos só se torna um mecanismo de endurecimento significativo se o espaçamento entre as partículas de carbeto for menor do que o tamanho de ripa de ferrita bainítica. Assim, na bainita superior de baixo carbono, a resistência mecânica é totalmente determinada pelo tamanho de ripa de ferrita bainítica. Apenas nas bainitas inferiores e nas bainitas superiores de alto carbono há significativa contribuição da dispersão de carbetos ao endurecimento. Na bainitas superior o endurecimento associado às discordâncias está incorporado ao feito do tamanho de grão, já que muitas discordâncias se formam nos contornos das ripas de ferrita bainítica, mas na bainita inferior o endurecimento associado às discordâncias tende a ser incorporado ao efeito da dispersão de partículas de carbeto.
Valores razoáveis de tamanho de grão austenítico, de densidade de discordâncias e de espaçamento entre partículas de carbeto contribuem para a boa resistência mecânica (ao escoamento: RE) constatada e uma equação empírica pode descrever estas correlações:
RE (MPa) = 9,8 (60 + 1,25 μbn1/2 + 1,2 x 10-4„©ρ)
Onde n é o número de carbetos por mm2 numa seção planar, μ é o módulo de cisalhamento, b é o vetor de Burgers e ρ é a densidade de discordâncias em linhas por mm2.
Posteriormente foi desenvolvida outra equação empírica:
RE (MPa) = 650 + 12,3 x 10-2 ω-1 + 41 x 10-3 λ-1
Onde ω é a largura meia da plaqueta bainítica e λ é o espaçamento planar médio entre as partículas de carbeto, ambos em mm. Esta última equação não segue a relação d-1/2 e nem inclui a densidade de discordâncias.
Propriedades de Impacto da Bainita de Baixo Carbono
Frequentemente uma bainita de baixo carbono é considerada como possuindo maior tenacidade do que uma martensita revenida com resistência mecânica equivalente, a qual invariavelmente possui maior teor de carbono. Quando teores de carbono equivalente são comparados, há evidências de que as bainitas de alto carbono transformadas isotermicamente são mais tenazes que a martensita revenida, o que pode se atribuído à ausência e trincas por têmpera na bainita, quando comparada com a martensita.
Entretanto, em aços de alto carbono a bainita superior possui resistência ao impacto inferior à da bainita inferior. À medida que a resistência mecânica da bainita de baixo carbono aumenta, a temperatura de transição de resistência ao impacto também aumenta, como esperado. Para uma resistência à tração da ordem de 900 MPa, sendo a temperatura de transformação aproximadamente 550 ºC, a microestrutura da bainita contendo de 0,10 a 0,15 % de carbono muda da forma superior para a forma inferior, havendo também uma abrupta queda de temperatura de transição de impacto. Com o aumento na resistência mecânica da bainita inferior, a temperatura de transição de impacto novamente aumenta. Assim, para uma resistência mecânica comparável, a bainita superior apresenta menor tenacidade ao impacto que a bainita inferior, e este comportamento é observado em bainitas com diferentes composições químicas, embora a temperatura de transição de impacto varie com a composição, ou seja, o níquel em geral proporciona valores mais baixos de temperatura de transição de impacto. A mudança de bainita superior para inferior é acompanhada por uma mudança na forma da curva de transição de impacto, de um tipo de subida íngreme para outro com variação muito mais ampla e intervalo de transição menos distinto. As razões deste comportamento são:
1. Na bainita superior, os carbetos grosseiros ou áreas de martensita de alto carbono trincam, formando um defeito supercrítico, e, uma vez iniciada a trinca por clivagem, esta não é obstruída pelos contornos de baixo ângulo da ferrita bainítica, mas apenas pelos contornos de alto ângulo dos “pacotes” bainíticos, ou por contornos da austenita prévia. Assim, a trinca se propaga rapidamente.
2. Na bainita inferior, os carbetos menores não trincam ou, se eles trincam, o defeito não atinge o tamanho crítico, e assim não ocorre fácil iniciação de fratura frágil. Uma vez iniciada a trinca por clivagem, contudo, sua propagação é obstruída por muitos carbetos e por uma alta densidade de discordâncias. Assim, embora as trincas se iniciem em temperaturas mais altas, por causa de sua resistência mecânica mais elevada, elas não se propagam tão facilmente. De fato, frequentemente elas são retidas e têm que ser reiniciadas. Deste modo estende-se o intervalo de temperatura de transição de impacto, e a própria curva de transição ascendente. Devido à forma das curvas de transição, para a bainita superior e inferior, há temperaturas nas quais a bainita inferior apresenta valores mais altos de resistência ao impacto que a bainita superior com menor resistência mecânica.
Estas características não têm consequências no desenvolvimento dos aços bainíticos. As bainitas superiores só podem ser melhoradas em resistência ao impacto pelo refino do grão da austenita prévia, que reduzirá a temperatura de transição de impacto. O aço já tem o grão refinado por adições de alumínio e titânio, e assim deve ser feito uso de laminação controlada de modo a abaixar a temperatura de acabamento nos aços de resistência mecânica mais baixa, pois esse grão austenítico muito fino é necessário para as bainitas de alta resistência mecânica, já que uma temperatura de acabamento suficientemente baixa não pode ser atingida comercialmente. O revenimento não pode ser utilizado no caso da bainita superior, porque nenhum amolecimento (e assim benefício para a temperatura de transição de impacto) é obtido a não ser que altas temperaturas de revenido sejam empregadas, resultando em crescimento de grão ferrítico que adicionalmente prejudica as propriedades de impacto.
Nas bainitas inferiores, por causa de sua boa resistência ao impacto inicial, a redução da resistência mecânica associada ao revenido reduz a temperatura de transição de impacto, e a benéfica dispersão de carbetos é mantida. Assim, o revenido de uma bainita inferior de alta resistência mecânica progressivamente reduz a temperatura de transição de impacto. Entretanto, nas temperaturas mais elevadas de revenido o crescimento de grão ferrítico provoca aumento na temperatura de transição de impacto. Assim, observa-se uma dispersão de resultados referentes à temperatura de transição de impacto em função da resistência mecânica do aço revenido, de modo que os valores mais baixos de temperatura de transição de impacto desta dispersão são obtidos com os caros aços ricos me níquel. Em geral, a ótima combinação de resistência mecânica com tenacidade é obtida quando um aço baixo carbono com bainita inferior de alta resistência mecânica é revenido para atingir uma tensão limite de escoamento da ordem de 500 a 550 MPa, quando uma temperatura de transição de impacto de aproximadamente – 40 ºC pode ser obtida.
Desenvolvimentos em Aços Bainíticos de Baixo Carbono
Vários métodos para melhorar ainda mais a combinação de propriedades que podem ser obtidas em aços bainíticos de baixo carbono têm sido propostos:
a) Temperaturas de normalização muito baixas e rápida austenitização têm proporcionado alta resistência mecânica e excelentes propriedades de resistência ao impacto.
b) Temperaturas de acabamento de laminação muito baixas, podendo chegar a 500 ºC em tiras finas, podem produzir excelentes propriedades de impacto, mas um aumento relativamente pequeno de resistência mecânica. A melhor resistência ao impacto resulta de um acentuado refino de grão da austenita prévia, particularmente no caso de bainitas superiores de maior resistência mecânica.
c) O tratamento de “ausforming” melhora a combinação de propriedades quando a deformação ocorre pouco acima da temperatura Bi, mas elevados graus de deformação de ausforming são necessários e os efeitos diminuem à medida que a temperatura Bi aumenta, por causa da recuperação na austenita e o recozimento da bainita tanto antes quanto depois da transformação.
d) O endurecimento por precipitação, associado à adição de nióbio nos aços na condição resfriado ao ar, pode ser utilizado, mas o aumento de resistência mecânica é pequeno para os altos níveis de resistência mecânica, em torno de 75 MPa, e portanto apenas proporciona uma melhoria muito tímida. Adições de cobre podem proporcionar um aumento da ordem de 150 MPa na resistência ao escoamento, o que é considerável e pode ser obtido na condição de resfriamento ao ar sem um tratamento separado de envelhecimento se for feita uma adição de cerca de 3 % de cobre. Entretanto, este efeito necessita de uma temperatura de transformação mais alta, na qual o cobre se precipita. Aços bainíticos contendo cobre já foram desenvolvidos há muito tempo.
e) Aços bainíticos podem ser utilizados na condição de temperados e revenidos, mas isso representa uma desvantagem do ponto de vista econômico. Este material não fica tão suscetível à perda de propriedades se a têmpera for branda, além de proporcionar maior uniformidade de propriedades através de seções espessas.
Já forma propostos vários aços alternativos que apresentam microestrutra composta por bainita, bainita-ferrita e ferrita acicular, como é o caso de:
a) Aços com 0,10 a 0,15 % de carbono e 1 % de tungstênio e boro, que apresentam propriedades e características microestruturais semelhantes às dos aços com 0,5 % de molibdênio e boro.
b) Aços semibainíticos consistindo de bainita de baixo carbono e ferrita poligonal e contendo cromo e molibdênio, mas não boro. Modificações desses aços já foram usadas na condição de têmpera e revenido.
c) Aços Ni-Mo-B contendo baixos teores de molibdênio, da ordem de 0,25 %, nos quais o alto teor de níquel proporciona boas propriedades de impacto.
d) Aços contendo 0,03 % de carbono com 2,5 a 3,5 % de manganês e 0,05 a 0,10 % de nióbio, que apresentam excelente resistência mecânica, mas precisam ser revenidos para atingir as melhores propriedades de impacto.
e) Aços contendo 0,03 % de carbono, 1,7 % de manganês, 0,25 % de molibdênio e 0,06 % de nióbio para linhas de óleo e gás, e contendo também 0,2 % de níquel e 0,2 % de cobre para adquirir a necessária endurecibilidade e redução da temperatura de transformação. Estes são usados na condição de submetidos a laminação controlada e devem ser submetidos a controle de forma das inclusões.
As possíveis e as já existentes aplicações para aços baixo carbono bainíticos (ou com ferrita acicular) são muito amplas, e típicos exemplos incluem vasos de pressão, aquecedores, guindastes e equipamentos de levantamento de peso em geral, tubulações para transporte de óleo e gás, tratores, componentes estruturais de pontes de baixo peso, suportes de minas, ventiladores, componentes estruturais de alta resistência mecânica em aeronaves, componentes de motores, placas para aplicações severas em engenharia e vários outros tipos de aplicação.
Aços Bainíticos de Alto Carbono
A soldabilidade e a conformabilidade limitam o teor de carbono dos aços bainíticos, o que por sua vez limita o valor de resistência mecânica que pode ser atingida num aço martensítico com 0,10 % de carbono a cerca de 1100 MPa, a não ser que se faça uso do endurecimento por precipitação. Quando a soldabilidade não é essencial, altos teores de carbono e níveis mais elevados de resistência mecânica são possíveis. O objetivo de desenvolver aços bainíticos com teores de carbono mais elevados é aproveitar a maior resistência mecânica proporcionada pela bainita de carbono mais alto ao utilizar uma temperatura de transformação mais baixa resultante da redução adicional da temperatura Bi e ao utilizar uma dispersão mais efetiva de carbetos para o endurecimento. Também é necessário produzir bainita num amplo intervalo de taxas de resfriamento sem a formação de martensita, que nesses aços com teor de carbono mais alto poderia causar trincas de têmpera e resistência ao impacto inferior devido á microestrutura mista de bainita e martensita.
O aumento de resistência mecânica, assim obtido, se deve ao:
(a) Aumento do efeito de endurecimento por dispersão de carbetos.
(b) Refino adicional do tamanho de grão da ferrita bainítica e aumento da densidade de discordâncias devido às temperaturas de transformação mais baixas.
(c) Aumento do teor de carbono intersticial devido à redução da temperatura de transformação.
A composição básica usada nesses desenvolvimentos corresponde à dos aços de alta resistência e baixo carbono, contendo até 1 % de cromo, 1,5 % de manganês e 0,5 % de molibdênio e boro, com adições de carbono de até 1 %. À medida que aumenta o teor de carbono até atingir a composição eutetóide (0,77 % C), o efeito do boro na endurecibilidade diminui até chegar a zero, e assim, para teores de carbono mais elevados, o boro contribui muito pouco para a resistência mecânica.
Com uma composição básica de 0,5 % de molibdênio e boro, obtém-se microestrutura completamente bainítica na condição de aço austenitizado e resfriado ao ar, com teores de carbono de até 0,8 a 1 %. A máxima resistência mecânica (à tração) com 0,8 % de carbono é de cerca de 1300 MPa, a qual pode ser obtida em peças resfriadas ao ar com diâmetros de seção entre 1 e 30 cm. Este é um intervalo de seções mais restrito do que o que pode ser obtido com microestrutura bainítica de baixo carbono. A resistência mecânica pouco se modifica com o revenido até 500 ºC, mas ocorre uma progressiva perda de resistência mecânica quando o revenido é realizado em temperaturas da ordem de 650 a 700 ºC.
Nos aços contendo 0,5 % de molibdênio e boro a temperatura de transformação é ainda elevada no campo bainítico a cerca de 550 ºC, mas podem ser obtidas temperaturas de transformação mais baixas e resistência mecânica mais alta ao aumentar os teores de manganês ou cromo para 1 a 1,5 %. Resistência à tração superior a 1500 MPa pode ser obtida em aços com 0,6 % de carbono e nesse caso a temperatura de transformação é reduzida para 450 ºC. Se a temperatura de austenitização é aumentada para dissolver todos os carbetos, mesmo uma resistência mecânica tão elevada como 1750 MPa pode ser obtida. Quanto maior a resistência à tração, mais baixa é a razão entre resistência ao escoamento e resistência à tração (RE/RT), a qual é de apenas 0,65 para resistência à tração de 1550 MPa. Como no caso de aços bainíticos com baixo carbono, o revenido a 400-500ºC aumenta a razão RE/RT para 0,80 a 0,85, obtendo-se resistência ao escoamento da ordem de 1100 MPa. Até uma resistência á tração de cerca de 1050 MPa, o alongamento em tração é superior ao que é obtido em martensita revenida com resistência mecânica equivalente, mas para resistência mecânica mais alta o alongamento é inferior ao que é obtido com martensita revenida. Para todos os níveis de resistência mecânica os valores de redução de área são mais baixos do que os obtidos com martensita revenida com resistência mecânica equivalente. Estes efeitos provavelmente se devem aos mais altos teores de carbono da microestrutura bainítica em comparação com os da martensita revenida com resistência mecânica semelhante. Isso também acontece com a resistência ao impacto, que é relativamente baixa no caso dos aços bainíticos, embora possa ser melhorada, até certo ponto, pelo revenido, às custas de uma certa perda de resistência mecânica.
As maiores limitações ao uso dos aços baíniticos de alto carbono se devem ao fato de que, aumentando os teores de carbono e de outros elementos de liga, retarda-se a transformação bainítica. Assim, a martensita se forma mesmo com baixas taxas de resfriamento, ou seja, a endurecibilidade da martensita é aumentada. Além disso, com mais altos teores de carbono os aços são hipereutetóides, o que, junto com a falta de feito do boro, provoca a aceleração da transformação perlítica. O resultado é a limitação do intervalo de taxas de resfriamento nas quais a bainita pode se formar durante resfriamento contínuo. Por exemplo, num aço contendo 1 % C, 1% Cr, 0,5 % Mo-B, a bainita somente se formará em seções resfriadas ao ar entre 5 e 12 cm de diâmetro. Barras resfriadas ao ar com menos de 5 cm de diâmetro formam martensita, e as com mais de 12 cm formam perlita. Este tipo de aço está limitado a poucas aplicações.
Ao se desenvolver aços é necessário um elemento de liga que reduza muito a temperatura Bi, mas que não retarde muito a transformação bainítica para teores de carbono mais elevados. Isso proporcionaria a menor temperatura de transformação, ou seja, a mais alta resistência mecânica, e também permitiria o uso do menor teor de carbono possível, otimizando a ductilidade e as propriedades de impacto. Além disso, a bainita se formaria num amplo intervalo de taxas de resfriamento, particularmente se o aço não for hipereutetóide, de modo que a transformação perlítica seja retardada, e não acelerada. Manganês e cromo são os mais baratos, e na prática os elementos mais efetivos para reduzir a temperatura Bi. Pouco se sabe quantitativamente sobre o efeito dos elementos de liga no retardamento da transformação bainítica, particularmente para altos teores de carbono, mas, considerando os efeitos de endurecibilidade em geral, juntamente com o menor custo, o manganês seria preferível em comparação com o cromo. Evidentemente, o teor de carbono deve ser mantido num patamar mínimo consistente com o nível de resistência mecânica necessário, já que, caso contrário, retarda muito a transformação bainítica e particularmente reduz a temperatura Mi, assim correndo o risco de causa trincas de têmpera no aço. Adicionalmente, altos teores de carbono reduzem a tenacidade ao impacto e a ductilidade.
As aplicações desses aços concentram-se em produtos com grandes dimensões transversais, para os quais competem com aços martensíticos temperados e revenidos. Sendo resfriados ao ar, esses aços não sofrem distorções e trincas de têmpera, nem necessitam de caros e complexos equipamentos para têmpera. Num produto com seção transversal com grandes dimensões, um aço temperado e revenido necessitaria de mais adições de elementos de liga para atingir o mesmo nível de dureza típico de aços martensíticos em outras aplicações. A tendência é de que o aço bainítico seja mais barato, uma vez que requer menores teores de elementos de liga, mas apresenta maior teor de carbono. Assim, nas situações em que a soldagem e a tenacidade sejam menos necessárias, aços bainíticos de alto carbono podem apresentar vantagens econômicas em comparação com aços martensíticos temperados e revenidos. Algumas aplicações típicas são: blocos de matrizes de grandes dimensões, barras de mandris, rolos de sustentação e componentes de máquinas submetidas a elevados carregamentos estáticos. Aplicações potenciais incluem barras para a confecção de brocas, barras de reforço com alta resistência mecânica, e aplicações nas quais seja necessária elevada resistência ao desgaste por atrito, como rodas de trens ferroviários e reforço interno de pneus. Entretanto, o uso deste tipo de aço é muito mais restrito do que o dos aços bainíticos de baixo carbono.
