Tratamentos térmicos de aços ferramentas [braz]

TRATAMENTOS TÉRMICOS DE AÇOS-FERRAMENTA
Introdução
Breve resenha histórica
Os aços-ferramenta são uma gama de aços extremamente antiga que constitui provavelmente a forma mais antiga de
utilização dos metais ferrosos. A descoberta dos aços remonta a 1000 a.C., datando de então a constatação do efeito
endurecedor assegurado não só pela absorção de carbono pelo ferro, mas também pela acção do aquecimento seguido de
arrefecimento brusco (têmpera).
Cerca de 350 a.C. surge na Índia, e talvez ainda antes na China, o ferro de fusão: ferro extraído do minério por meio de
fornos cujo funcionamento era semelhante ao dos actuais altos-fornos. O bloco esponjosos obtido era martelado para libertar as
escórias sendo depois refundido em pequenos cadinhos que se deixavam arrefecer lentamente.
Os aços de Damasco eram já verdadeiros compósitos formados de camadas alternadas de aço duro e aço macio ligadas
entre si por soldadura e forjagem.
Na Idade Média sofreu-se um retrocesso e fabricava-se de novo o aço aquecendo-se o ferro em contacto directo com
materiais carbonados. O enriquecimento em carbono tinha lugar unicamente à superfície. Para se obterem materiais duros com
um certo volume forjava-se em conjunto uma grande quantidade de pequenos bocados de aço enriquecido em carbono.
Só em meados do século XVII (1740) é que Huntsman redescobriu a fusão do aço. Fundindo num cadinho pequenos
pedaços de ferro enriquecido em carbono obtém então um bloco de aço homogéneo e que endurece uniformemente.
No início do século XIX apareceu pela primeira vez a elaboração por mistura em cadinho, antes da fusão, de ferro materiais
carbonados e, mais tarde, de guza. No entanto, só em 1820 é que Karsten mostrou que a diferença entre ferro, aço e guza(ferro
fundido) residia no teor em carbono.
Em 1868 R. Mushet descobriu que a adição de tungsténio ao aço permitia endurecê-lo após aquecimento sem que houvesse
necessidade de o temperar. Depressa se reconheceu que este tipo de aço resistia muito melhor ao desgaste e que, no caso das
ferramentas de corte, mantinha o fio de corte mesmo depois de tempos de serviço mais longos. Foi, no entanto, necessário
esperar mais vinte e cinco anos para se constatar que este aço (com uma composição aproximada de 2% C, 2,5% Mn e 7% W)
tinha uma dureza a quente muito mais elevada e que suportava um aumento sensível das velocidades de corte. Tinha então
surgido o primeiro aço rápido.
A ideia da adição de crómio ocorreu a Holtzer em 1878, mas muito havia ainda a fazer no domínio dos tratamentos
térmicos. Julgava-se então que este aço não suportaria o aquecimento acima de 900 ºC; foi com as experiências de Taylor no
final do século XIX que se descobriu que este aço ao crómio em vez de ver as suas propriedades degradarem-se a altas
temperaturas, melhorava de tal modo as suas características que permitia atingir velocidades de corte consideradas muito
elevadas para a época (10 m/min).
No início do século XIX Taylor e White recomendavam um aço com 1,85% C, 4% Cr e 8% W para logo a seguir
aconselharem uma descida do teor em carbono para 0,7% acompanhada de um aumento do teor em tungsténio para 14%.
Estava assim criada a base dos aços rápidos actuais.
Depois de 1900 os progressos efectuados no domínio dos aços rápidos estenderam-se a todos os aços-ferramenta. Em 1920,
o número de qualidades disponíveis nos Estados Unidos era igual a 12 e a maior parte de entre elas continuam ainda hoje a ser
fabricadas. É o caso particular dos aços de trabalho a quente contendo crómio ou tungsténio bem como dos aços de trabalho a
frio contendo manganés, tungsténio, crómio e vanádio. No caso dos aços rápidos a dureza a quente aumentou
significativamente através da adição de cobalto em quantidades que podem ir até cerca de 10%.
De entre as evoluções importantes por parte da composição química após a Primeira Guerra Mundial é de assinalar a
introdução do molibdénio nos aços com 5% de crómio para satisfazer os problemas de temperabilidade e aparecimento dos
aços grafíticos e dos aços com endurecimento estrutural para resolver problemas de maquinabilidade. É igualmente de
salientar, durante este período, a utilização cada vez maior do molibdénio em substituição do tungsténio nos aços rápidos. Esta
tendência que se acentuou no decurso da Segunda Guerra Mundial devido às dificuldades de aprovisionamento em tungsténio,
foi facilitada pelos progressos entretanto alcançados no domínio dos tratamentos térmicos graças à generalização da utilização
de banhos de sais.
Após 1950 os progressos realizados nos aços-ferramenta situam-se sobretudo ao nível das condições de elaboração e de
transformação para afinar a estrutura dos produtos obtidos. Assinale-se igualmente a incorporação de enxofre para responder
aos problemas de maquinagem, estado da superfície das ferramentas e a introdução das qualidades de aços rápidos ditos de alto
carbono, com elevados teores em vanádio e cobalto.
O desenvolvimento rápido da mecanização e a diversificação dos meios empregues para transformar os diferentes materiais
alargaram o domínio de aplicação dos aços-ferramenta o que levou os fabricantes de aços a criar um grande número de

qualidades para responder às solicitações industriais. Esta diversificação não sendo alheia à evolução tecnológica, fica também
a dever-se ao facto de o aço-ferramenta ser usado num grande número de situações, desde as ferramentas manuais, até às
ferramentas de trabalho a quente e às ferramentas de corte.
Na década de 70 identificavam-se as seguintes variedades de aços-ferramenta:
- 76 nos Estados Unidos (norma AISI),
- 82 na Alemanha (documento Werkstoffblätter),
- 87 em França (norma NF A 35-590).
O projecto da estrutura dos materiais
Para uma melhor compreensão da razão de ser das diferentes formas de processamento dos materiais haverá que tomar em
consideração a seguinte relação:
ESTRUTURA ==> PROPRIEDADES ==> APLICAÇÕES
É impossível no estado actual dos nossos conhecimentos prever teoricamente no seu conjunto a influência dos diferentes
mecanismos estruturais sobre as propriedades dos materiais; não existem equações gerais de base. Haverá então que procurar
pôr em evidência os conceitos e os modelos que possam servir de linha de orientação para conceber a estrutura do material que
melhor se adapta a cada necessidade. Com o auxílio de certas equações poderá prever-se o sentido de variação de certas
propriedades ou a sua ordem de grandeza, mas nunca o seu valor exacto (pelo menos no âmbito das situações de interesse
industrial).
Algumas expressões matemáticas bem conhecidas permitem estabelecer relações entre os parâmetros estruturais e a
resistência mecânica das ligas metálicas:
- a lei de Petch
R R k d
e e e
= + ⋅ −
0
1 2
/
põe em evidência a importância do tamanho de grão sobre o limite de elasticidade Re (sendo Re0 o limite de elasticidade
de um monocristal, ke uma constante, d o diâmetro médio dos grãos):
- a lei de variação da temperatura de transição dúctil-frágil Tc em função do tamanho médio dos grãos d :
T k d
c = − ⋅
−
β
1
2
em que k e β são constantes;
- a fórmula de Ashby:
R R
b
D r
D r
b
e e
= +
−
⋅
−






' . .
ln
α µ
2
2
para as ligas endurecíveis por precipitação, em que Re é o limite de elasticidade de uma liga cuja matriz metálica tem um
limite de elasticidade tem um limite de elasticidade Re’ como resultado de um reforço com precipitados de diâmetro médio 2r
espaçados entre si de uma distância média D ; as deslocações têm um vector de Burgers b , µ é o módulo de corte e α é uma
constante.
Por aqui se vê que os parâmetros estruturais mais relevantes, tendo em vista a maior resistência mecânica, são o tamanho de
grão da matriz metálica e a dimensão e grau de dispersão dos precipitados.
Para aumentar o limite de elasticidade e a dureza haverá que dificultar a deformação plástica; sendo esta produzida por
deslizamento das deslocações nos grãos, convém assegurar as condições que tornem mais difícil esse movimento das
deslocações. O endurecimento pode, nesta perspectiva ser obtido:
- dificultando o movimento das deslocações através da criação de obstáculos que podem ser as próprias deslocações
(aumentando a sua densidade, ou seja, por encruamento resultante da deformação plástica), precipitados (endurecimento por
precipitação) ou limites de grão (aumentando a densidade de limites de grão por unidade de volume através da afinação do
grão);
- estabilizando as deslocações ou repelindo-as através de campos de tensões residuais internas que podem resultar da
presença de (i) átomos estranhos na rede do metal base (endurecimento por solução sólida), ou de (ii) defeitos cristalinos como
as deslocações ou as falhas de empilhamento ou ainda (iii) como consequência da formação de uma nova fase (em que os
factores determinantes poderão ser o grau de coerência precipitado / matriz, a diferença de volume mássico, ou a
sobressaturação, como é o caso da transformação martensítica).

Por fim, resta assinalar que certas estruturas cristalinas são por natureza mais maleáveis que outras (como é o caso dos
materiais com estrutura cúbica de faces centradas) ou, pelo contrário, mais duras como é o caso das fases ordenadas, as fases
intermetálicas e compostos como os carbonetos ou os nitretos.
Infelizmente uma grande parte do ganho em dureza de um material é normalmente acompanhado por um aumento de
fragilidade ou por uma diminuição do alongamento à ruptura. Note-se que os materiais endurecidos por precipitação e
constituídos por uma matriz contínua suficientemente maleável no seio da qual se encontram dispersos os precipitados
endurecedores possuem um alongamento à ruptura satisfatório para o elevado nível de resistência que apresentam.
Nesta ordem de ideias, a resistência ao desgaste pode ser francamente melhorada através de um endurecimento superficial;
este tipo de tratamento pode ir desde os clássicos tratamentos por indução ou termoquímicos (cementação, nitruração, etc.) até
às mais recentes técnicas de deposição de revestimentos ou de tratamento superficial recorrendo a feixes de alta energia (feixe
de electrões, laser, etc.); que não conduza a uma fragilidade excessiva da peça no seu conjunto (o núcleo poderá ser macio).
A tenacidade (vista como resistência à propagação brutal de uma fissura) e a resiliência (vista como capacidade de absorver
energia por deformação antes de atingir a rotura) são normalmente difíceis de correlacionar com parâmetros de natureza
estrutural. A tenacidade e a resiliência andam normalmente a par uma com a outra sendo geralmente tanto mais elevadas quanto
mais reduzido for o teor inclusionar.
Sob solicitação variável com o tempo uma peça pode atingir a rotura (por fadiga) sem que os esforços aplicados
ultrapassem o limite de elasticidade: há iniciação de uma fissura que se propaga em cada ciclo de variação da carga, atingindo-
se a rotura quando a propagação da fissura conduziu a uma diminuição demasiado importante da secção recta. A iniciação da
fissuração pode ser atrasada por um aumento da resistência à ruptura, mas, sobretudo, melhorando o estado de acabamento
superficial das peças e introduzindo tensões de compressão à superfície. A propagação das fissuras (uma vez iniciadas) pode
ser retardada através de uma diminuição do tamanho de grão do material e de um controle do teor inclusionar, do grau de
segregação e do tamanho dos precipitados.
A resistência mecânica a alta temperatura é limitada por fenómenos de fluência, tanto mais significativos quanto maior for a
temperatura (acima de 40 % da temperatura absoluta de fusão). A deformação por fluência faz intervir, graças à difusão de
lacunas, mecanismos de ultrapassagem de obstáculos (por trepa) por parte das deslocações; a coalescência de agregados de
lacunas nos limites de grão pode contribuir para a iniciação da fissuração. Para aumentar a resistência à fluência deverá por
isso:
- aumentar a densidade de obstáculos às deslocações (precipitados, inclusões),
- retardar o escorregamento das deslocações (através da acção repulsiva de campos de tensões induzidas pela presença de
átomos em solução sólida),
- diminuir o número de limites de grão por unidade de volume aumentando o tamanho do grão do material e suprimindo
sobretudo os limites de grão orientados perpendicularmente à direcção da aplicação dos esforços,
- escolher uma estrutura suficientemente estável que não sofra uma evolução apreciável com o tempo; a temperatura de
emprego das ligas resistentes à fluência está sempre limitada por um valor superior que depende do seu modo de
endurecimento.
O comportamento em serviço de componentes metálicos é frequentemente afectado pela corrosão e pela oxidação. Para
além da resistência própria de certos metais e ligas metálicas a este tipo de solicitação, interessa ter em conta as
heterogeneidades de todo o tipo (heterogeneidades de composição química, defeitos estruturais, tensões residuais, etc.) que
mais afectam a resistência à corrosão. É o caso da corrosão intergranular proveniente de uma precipitação preferencial nos
limites de grão e de um empobrecimento em certos elementos de liga nas regiões vizinhas comparativamente com o interior dos
grãos propriamente ditos. Esta forma de corrosão pode ser evitada através de certos tratamentos térmicos, mas pode também ser
provocada por soldadura ou por tratamentos térmicos mal executados. A corrosão sob tensão é como o nome sugere uma forma
de corrosão estimulada pela existência de tensões residuais de tracção à superfície da peça; as ligas metálicas de elevado limite
elástico são particularmente sensíveis a esta última forma de corrosão.
Uma outra forma de ruína de peças metálicas como consequência da sua interacção com o meio envolvente é o desgaste por
atrito, abrasão, cavitação, etc. Este tipo de problema é geralmente combatido através do endurecimento superficial. Sob este
ponto de vista são particularmente interessantes as ligas metálicas onde ocorram fenómenos de endurecimento substancial por
acção da deformação plástica da superfície de desgaste (caso dos aços Hadfield cuja elevada resistência ao desgaste se supõe
estar associada ao facto de a deformação plástica induzida pelo desgaste implicar não só a uma transformação martensítica
parcial, mas também um encruamento da matriz austenítica).

Resistência mecânica − + + + − + − + − − + +
Dureza − + + + + +
Ductilidade / Alongamento + + + + − − −
Resiliência + + + − − − +
Tenacidade + + − − + − − +
Fadiga + + − + − + − − + +
Fluência − + + − −
Utilização a baixas
temperaturas
+ + − − +
Resistência à oxidação a altas
temperaturas
−
Resistência à corrosão e à
oxidação
+ − + + − +
Propriedades eléctricas
(isolante/condutor)
+
Propriedades magnéticas + + + +
Propriedades térmicas
Densidade
Propriedades superficiais + + − +
Estabilidade dimensional + + − − +
Pelo que acima foi resumidamente exposto se constata a importância que assume o "projecto estrutural" de um material de
modo a que este responda mais cabalmente às solicitações de serviço.
Tendo em conta as aplicações da família de aços-ferramenta podem listar-se várias propriedades relevantes para a eficácia
do seu desempenho em serviço:
- dureza superficial elevada, normalmente acompanhada de exigência de alta tenacidade; nalguns casos pretende-se também
que a dureza e a tenacidade subsistam ainda em elevado grau a temperaturas elevadas;
- variação dimensional o mais reduzida possível;
- boa maquinabilidade (normalmente por arranque de apara) e, em particular, a possibilidade de obtenção de acabamento
superficial de elevado grau de perfeição.
Obtenção das diferentes estruturas por tratamentos térmicos

Princípios gerais dos tratamentos térmicos
O cumprimento adequado destas especificações, mesmo que isoladamente umas das outras, exige o conhecimento do tipo
de estruturas que interessa obter e, consequentemente, das formas de processamento que as viabilizam. Este tipo de tarefa
torna-se muitas vezes extremamente complexo se se tiver em conta que várias de entre estas exigências são em larga medida
contraditórias entre si como é o caso da dureza e da tenacidade.
Os tratamentos térmicos constituem uma parte importante das técnicas de alteração estrutural dos aços em geral, e muito
especialmente dos aços-ferramenta, tendo em vista a obtenção das propriedades que melhor se adequam às aplicações previstas.
Para tal haverá que começar por conhecer as transformações no estado sólido dos metais e ligas metálicas recorrendo aos
chamados diagramas de fases ou diagramas de equilíbrio onde num referencial temperaturas - composições é possível localizar
os domínios de existência (em equilíbrio termodinâmico) das diferentes formas estruturais do sistema em questão. Note-se que
os diagramas de equilíbrio nãoo bastam para conhecer todas as possibilidades de transformação no estado sólido pois algumas
de entre elas têm lugar fora das condições de equilíbrio.
Podem distinguir-se dois grandes grupos de transformações no estado sólido:
(i) as transformações associadas a modificações da estrutura cristalina ou da estrutura atómica, como é o caso das
- transformações alotrópicas nos metais puros;
- transformações do tipo eutectoide ou peritectoide;
- precipitação de uma fase que se torna, a partir de uma certa temperatura, sobressaturada; ou redissolução de um
precipitado;
- transformação ordem-desordem;
- transformação magnética correspondente a uma alteração da estrutura atómica, sem moddificação da estrutura
cristalina;
(ii) as transformações associadas a uma evolução progressiva da liga ou da sua morfologia sem alteração da estrutura
cristalina, como sucede com
- a homogeneização de composição química,
- a relaxação ou alívio de tensões residuais,
- a diminuição da densidade de defeitos por recuperação e recristalização,
- a formação de uma textura (orientação preferencial),
- o crescimento de grão,
- a globulização de certos precipitados.
Os mecanismos destas transformações que controlam a sua evolução são frequentemente sensíveis à micro-estrutura das
fases presentes; o aparecimento, por exemplo, de uma nova fase no seio de outra ocorre preferencialmente nos limites de grão
ou junto de outros defeitos como as deslocações ou as falhas de empilhamento; sucede também frequentemente que a nova fase
se forma apresenta uma dada orientação cristalográfica bem definida com a fase-mãe.
Cada transformação depende de um mecanismo em que a temperatura a que se produz desempenha um papel fundamental.
Várias transformações são activadas termicamente (difusão, crescimento de grão, coalescência de precipitados, etc.).
Inversamente, um abaixamento muito rápido da temperatura pode inibi-las por completo: é o princípio das têmperas. Outras
alterações estruturais, ditas atérmicas, têm uma cinética tal que o avanço da transformação só depende da variação da
temperatura: os mecanismos em jogo não estão dependentes do factor agitação térmica.
Por outro lado, o mecanismo de certas transformações é tal que podem ser facilitadas pela aplicação de tensões ou de
deformações plásticas, como é o caso das transformações martensíticas.
Os parâmetros que se podem manipular para a realização de tratamentos térmicos serão então os que condicionam a
existência das diferentes fases de uma mesma liga, as transformações entre si e os mecanismos destas transformações. O papel
da temperatura e do tempo de duração do tratamento está fortemente dependente dos seguintes aspectos:
- composição química global da liga,
- heterogeneidades químicas locais à escala da micro-estrutura,
- heterogeneidade química à escala das dimensões de uma peça (enriquecimento ou empobrecimento em certos
elementos, ou macro-segregação),
- textura ou orientação preferencial,
- atmosfera ou meio de tratamento tendo em vista evitar ou favorecer modificações de composição superficial,

- velocidades de aquecimento e de arrefecimento (fortemente dependentes do tamanho das peças, da difusividade
térmica do material e, sobretudo, das transformações que se pretende induzir),
- profundidade de penetração do aquecimento (para os tratamentos térmicos superficiais),
- complexidade do ciclo térmico, fazendo intervir múltiplas combinações de aquecimentos, patamares e arrefecimentos,
- garu de encruamento e correspondente densidade de defeitos estruturais,
- tensões residuais internas ou superficiais,
- tensões ou deformações aplicadas durante o tratamento,
- campo magnético aplicado (durante o tratamento de certos magnetos).
As grandes classes de tratamentos térmicos
Existe uma grande variedade de tratamentos que podem ser classificados em térmicos, termoquímicos, mecânicos e
termomecânicos. Iremos ocupar-nos unicamente dos tratamentos térmicos. Dentro destes podem distinguir-se os recozimentos,
as têmperas e os revenidos.
O papel principal de um recozimento é o de conferir a uma liga metálica uma estrutura o mais próxima possível da sua
estrutura de equilíbrio.
Os recozimentos têm as seguintes consequências sobre a estrutura do material:
- homogeneização tanto do ponto de vista químico como morfológico; é o caso das peças brutas de fundição onde
existem frequentemente importantes heterogeneidades de composição química, ao mesmo tempo que se está perante
uma grande diversidade de forma e dimensões dos grãos;
- modificação da micro-estrutura por coalescência de um precipitado ou por afinação do tamanho do grão;
- restauração da micro-estrutura de um material após encruamento, soldadura ou um qualquer tratamento térmico
anterior;
- diminuição das tensões internas.
Estas alterações estruturais têm normalmente por objectivo:
- o amaciamento que favoreça a enformação por deformação plástica ou por maquinagem,
- a preparação do material para um outro tratamento térmico,
- a estabilização de uma estrutura tendo em vista, por exemplo, a estabilidade dimensional de uma peça.
A designação do recozimento é frequentemente dada em função do objectivo visado (homogeneização, regeneração,
normalização, globulização, recristalização, amaciamento, relaxação, desgaseificação, etc.) ou das condições escolhidas para o
efectuar (em caixa, contínuo, isotérmico, brilhante, branco, negro, azul, etc.).
A outra classe de tratamentos importante é a das têmperas. Neste caso, contrariamente ao recozimento, pretende-se obter
uma estrutura não de equilíbrio. Os diferentes tratamentos de têmpera baseiam-se nos seguintes princípios:
- conservar a mais baixa temperatura uma fase que só é estável a temperaturas muito mais altas e que, na sequência de um
arrefecimento muito rápido, não tem tempo de evoluir para a sua forma de equilíbrio,
- evitar certas transformações conducentes a estruturas mais próximas do equilíbrio de modo a viabilizar a transformação
em estruturas não de equilíbrio.
Os objectivos das têmperas são os seguintes:
- criar uma situação de sobressaturação para aumentar a resistência mecânica ou para preparar para um endurecimento
posterior por envelhecimento e que é a base do tratamento de endurecimento por precipitação de um grande número de
ligas,
- obtenção de uma estrutura não de equilíbrio cujas propriedades sejam mais favoráveis que as da estrutura de equilíbrio,
quer por conservação da fase inicial (austenite retida por hipertêmpera num aço inoxidável, p. ex.), quer por transformação
fora de equilíbrio (martensite, p. ex.).
A última classe de tratamentos compreende os revenidos que têm por objectivo permitir que a estrutura não de equilíbrio
obtida por têmperauma evolua para um estado mais próximo do equilíbrio. Os revenidos podem ter os seguintes objectivos:
- endurecimento por precipitação a partir de uma solução sobressaturada ou de uma fase meta-estável obtida por têmpera,
- amaciamento de uma fase demasiado frágil obtida por têmpera,

- relaxação das tensões residuais de têmpera sem evolução estrutural.
Sumário
Na exposição que se segue procurar-se-à pôr em evidência os aspectos de natureza estrutural que mais fortemente
condicionam as propriedades dos aços-ferramenta e o seu posterior comportamento em serviço.
Comeca-se por uma abordagem muito genérica de aspectos que se prendem com a Metalurgia Física dos aços. A análise das
transformações alotrópicas do Ferro terá como intenção a apresentação das diferentes estruturas cristalinas do elemento base
das ligas ferrosas com especial ênfase para o problema da variação volúmica associada às transformações estruturais. Passar-se-
à em seguida ao diagrama Fe-C (mais propriamente ao diagrama meta-estável Fe-Fe3C que é o que interessa ter em conta no
estudo das transformações mais relevantes no domínio dos aços); este diagrama permitirá apresentar as diferentes formas
micro-estruturais de equilíbrio (ou próximas do equilíbrio) possíveis de ser encontradas. As transformações em condições não
de equilíbrio, tão importantes para a grande maioria dos tratamentos térmicos, serã tratadas de modo a conduzir à introdução
dos diagramas TTT; a fechar este capítulo é feita uma breve descrição dos principais métodos de detrminação de diagramas
TTT.
Na sequência desta abordagem dos aspectos de natureza micro-estrutural, passa-se a um capítulo sobre a temperabilidade
dos aços. O conceito de temperabilidade será então definido e apresentar-se-ão os principais métodos de quantificação deste
parâmetro. Analisar-se-à o efeito dos elementos de liga sobre a temperabilidade de modo a poder compreender o papel que a
composição química desempenha relativamente à reacção dos aços aos tratamentos térmicos. A terminar este capítulo surge
uma apresentação de modelos que permitem melhor compreender os factores mais determinantes nas diferentes transformações
de fases, ao mesmo tempo que se ganha alguma capacidade de prever os resultados de certos tratamentos.
O terceiro e último capítulo diz respeito aos tratamentos térmicos mais frequentemente utilizados nos aços-ferramenta:
recozimentos, têmpera e revenido. São depois apresentados os meios técnicos mais frequentemente utilizados em tratamentos
térmicos para o aquecimento e arrefecimento; é também feita uma apresentação genérica dos aspectos mais relevantes sobre a
transmissão de calor em tratamentos térmicos. Dada a importância de que se revestem são em seguida descritos os estados de
tensões e de deformações bem como os mecanismos que estão na sua origem. Este capítulo termina com uma referência aos
principais tipos de problemas em tratamentos térmicos de aços-ferramenta, com indicação das suas possíveis origens bem como
das eventuais medidas preventivas e/ou correctivas.

Introdução
O Ferro puro
O sistema Ferro-Carbono
Estruturas não de equilíbrio
Diagramas TTT de transformação isotérmica
Microconstituintes dos aços
Ferrite
Perlite
Cementite
Bainite
Martensite
Efeito dos elementos de liga
Influência sobre os diagramas de equilíbrio
Formação de carbonetos
Efeitos dos elementos de liga sobre Ms e Mf
Efeito dos elementos de liga sobre as transformações isotérmicas perlítica e bainítica
Determinação experimental das curvas TTT
Revenido - resistência ao amaciamento e endurecimento secundário.
Resumo.
A especificação AISI para aços-ferramenta.
Principais adições de liga nos aços-ferramenta AISI.
Exemplo de selecção de aços-ferramenta.
Modelação das transformações estruturais dos aços
Cinética da transformação isotérmica
Modelação das cinéticas isotérmicas
Cinéticas de transformação anisotérmicas
Modelação das transformações com difusão
Modelo empírico de Grange e Kiefer
Modelação do período de incubação
A regra da aditividade
Modelação das cinéticas anisotérmicas baseada na regra da aditividade
Tratamento analítico da transformação em arrefecimento contínuo
Modelos baseados na discretização do arrefecimento
Modelos baseados no diagrama TAC experimental
A transformação martensítica
Efeito da evolução estrutural sobre a evolução térmica
Tensões residuais em tratamentos térmicos
Introdução
Tensões de maquinagem
Tensões induzidas por rectificação

Tensões de tratamento térmico
Arrefecimento de um material sem transformações de fase
Arrefecimento de um material com transformações de fase
Variações dimensionais resultantes de tratamentos térmicos
Variações dimensionais durante o revenido
Transmissão de calor em tratamentos térmicos
Mecanismos de transferência de calor entre um sólido a alta temperatura e um líquido vaporizável

Introdução
Os aços-ferramenta são uma gama de aços extremamente antiga que constitui provavelmente a forma mais antiga de
utilização dos metais ferrosos. A descoberta dos aços remonta a 1000 a.C., datando de então a constatação do efeito
endurecedor assegurado não só pela absorção de carbono pelo ferro, mas também pela acção do aquecimento seguido de
arrefecimento brusco (têmpera).
Cerca de 350 a.C. surge na Índia, e talvez ainda antes na China, o ferro de fusão: ferro extraído do minério por meio de
fornos cujo funcionamento era semelhante ao dos actuais altos-fornos. O bloco esponjosos obtido era martelado para libertar as
escórias sendo depois refundido em pequenos cadinhos que se deixavam arrefecer lentamente.
Os aços de Damasco eram já verdadeiros compósitos formados de camadas alternadas de aço duro e aço macio ligadas
entre si por soldadura e forjagem.
Na Idade Média sofreu-se um retrocesso e fabricava-se de novo o aço aquecendo-se o ferro em contacto directo com
materiais carbonados. O enriquecimento em carbono tinha lugar unicamente à superfície. Para se obterem materiais duros com
um certo volume forjava-se em conjunto uma grande quantidade de pequenos bocados de aço enriquecido em carbono.
Só em meados do século XVII (1740) é que Huntsman redescobriu a fusão do aço. Fundindo num cadinho pequenos
pedaços de ferro enriquecido em carbono obtém então um bloco de aço homogéneo e que endurece uniformemente.
No início do século XIX apareceu pela primeira vez a elaboração por mistura em cadinho, antes da fusão, de ferro materiais
carbonados e, mais tarde, de guza. No entanto, só em 1820 é que Karsten mostrou que a diferença entre ferro, aço e guza(ferro
fundido) residia no teor em carbono.
Em 1868 R. Mushet descobriu que a adição de tungsténio ao aço permitia endurecê-lo após aquecimento sem que houvesse
necessidade de o temperar. Depressa se reconheceu que este tipo de aço resistia muito melhor ao desgaste e que, no caso das
ferramentas de corte, mantinha o fio de corte mesmo depois de tempos de serviço mais longos. Foi, no entanto, necessário
esperar mais vinte e cinco anos para se constatar que este aço (com uma composição aproximada de 2% C, 2,5% Mn e 7% W)
tinha uma dureza a quente muito mais elevada e que suportava um aumento sensível das velocidades de corte. Tinha então
surgido o primeiro aço rápido.
A ideia da adição de crómio ocorreu a Holtzer em 1878, mas muito havia ainda a fazer no domínio dos tratamentos
térmicos. Julgava-se então que este aço não suportaria o aquecimento acima de 900 ºC; foi com as experiências de Taylor no
final do século XIX que se descobriu que este aço ao crómio em vez de ver as suas propriedades degradarem-se a altas
temperaturas, melhorava de tal modo as suas características que permitia atingir velocidades de corte consideradas muito
elevadas para a época (10 m/min).
No início do século XIX Taylor e White recomendavam um aço com 1,85% C, 4% Cr e 8% W para logo a seguir
aconselharem uma descida do teor em carbono para 0,7% acompanhada de um aumento do teor em tungsténio para 14%.
Estava assim criada a base dos aços rápidos actuais.
Depois de 1900 os progressos efectuados no domínio dos aços rápidos estenderam-se a todos os aços-ferramenta. Em 1920,
o número de qualidades disponíveis nos Estados Unidos era igual a 12 e a maior parte de entre elas continuam ainda hoje a ser
fabricadas. É o caso particular dos aços de trabalho a quente contendo crómio ou tungsténio bem como dos aços de trabalho a
frio contendo manganés, tungsténio, crómio e vanádio. No caso dos aços rápidos a dureza a quente aumentou
significativamente através da adição de cobalto em quantidades que podem ir até cerca de 10%.
De entre as evoluções importantes por parte da composição química após a Primeira Guerra Mundial é de assinalar a
introdução do molibdénio nos aços com 5% de crómio para satisfazer os problemas de temperabilidade e aparecimento dos
aços grafíticos e dos aços com endurecimento estrutural para resolver problemas de maquinabilidade. É igualmente de
salientar, durante este período, a utilização cada vez maior do molibdénio em substituição do tungsténio nos aços rápidos. Esta
tendência que se acentuou no decurso da Segunda Guerra Mundial devido às dificuldades de aprovisionamento em tungsténio,
foi facilitada pelos progressos entretanto alcançados no domínio dos tratamentos térmicos graças à generalização da utilização
de banhos de sais.
Após 1950 os progressos realizados nos aços-ferramenta situam-se sobretudo ao nível das condições de elaboração e de
transformação para afinar a estrutura dos produtos obtidos. Assinale-se igualmente a incorporação de enxofre para responder
aos problemas de maquinagem, estado da superfície das ferramentas e a introdução das qualidades de aços rápidos ditos de alto
carbono, com elevados teores em vanádio e cobalto.
O desenvolvimento rápido da mecanização e a diversificação dos meios empregues para transformar os diferentes materiais
alargaram o domínio de aplicação dos aços-ferramenta o que levou os fabricantes de aços a criar um grande número de

qualidades para responder às solicitações industriais. Esta diversificação não sendo alheia à evolução tecnológica, fica também
a dever-se ao facto de o aço-ferramenta ser usado num grande número de situações, desde as ferramentas manuais, até às
ferramentas de trabalho a quente e às ferramentas de corte.
Na década de 70 identificavam-se as seguintes variedades de aços-ferramenta:
- 76 nos Estados Unidos (norma AISI),
- 82 na Alemanha (documento Werkstoffblätter),
- 87 em França (norma NF A 35-590).
Para uma melhor compreensão dos tratamentos térmicos dos aços ferramenta haverá que tomar em consideração a seguinte
relação:
ESTRUTURA ==> PROPRIEDADES ==> APLICAÇÕES
Tendo em conta as aplicações da família de aços-ferramenta podem listar-se várias propriedades relevantes para a eficácia
do seu desempenho em serviço:
- dureza superficial elevada, normalmente acompanhada de exigência de alta tenacidade; nalguns casos pretende-se também
que a dureza e a tenacidade subsistam ainda em elevado grau a temperaturas elevadas;
- variação dimensional o mais reduzida possível;
- boa maquinabilidade (normalmente por arranque de apara) e, em particular, a possibilidade de obtenção de acabamento
superficial de elevado grau de perfeição.
O cumprimento adequado destas especificações, mesmo que isoladamente umas das outras, exige o conhecimento do tipo
de estruturas que interessa obter e, consequentemente, das formas de processamento que as viabilizam. Este tipo de tarefa
torna-se muitas vezes extremamente complexo se se tiver em conta que várias de entre estas exigências são em larga medida
contraditórias entre si como é o caso da dureza e da tenacidade.
Na exposição que se segue vamos procurar pôr em evidência os aspectos de natureza estrutural que mais fortemente
condicionam as propriedades dos aços-ferramenta.
O Ferro puro
Os aços são ligas metálicas essencialmente constituídas por Ferro e Carbono que podem assumir uma grande variedade de
formas estruturais em função da temperatura e da composição química.
Assim, o Ferro puro, que à temperatura ambiente
se apresenta com uma estrutura cúbica de corpo
centrado (Fe-α ou simplesmente ferrite), passa a
apresentar uma estrutura cúbica de faces centradas
(Fe-γ ou austenite) quando, ao aumentar a temperatura,
se ultrapassam os 912 ºC. Continuando a elevar a
temperatura, surge uma nova transformação estrutural
a 1396 ºC que faz o Fe apresentar-se novamente com
uma estrutura cúbica de corpo centrado (Fe-δ ou
ferriteδ). Finalmente, a 1538 ºC o Fe atinge o ponto
de fusão.
De entre as diversas formas estruturais do Ferro
assume particular importância, do ponto de vista do
tratamento térmico dos aços, o facto de a estrutura
cúbica de faces centradas (cfc) ser compacta; quer isto
dizer que este arranjo estrutural, maximizando a eficácia do preenchimento do espaço por parte dos átomos vistos como esferas
rígidas, traz como consequência uma densidade mais elevada; a estrutura cúbica de corpo centrado (ccc), como não compacta
que é, está associada a uma densidade mais reduzida. Esta diferença de densidades tem implicações sobretudo com os
problemas de variações dimensionais e/ou com os estados de tensões geradas durante o processamento do material.
O sistema Ferro-Carbono
c c c c f c
Figura 1 - Representação esquemática das estruturas
cúbica de corpo centrado (ccc) e cúbica de faces centradas (cfc).

A adição de Carbono ao Ferro não só traz alterações aos domínios de temperatura em que são estáveis as diferentes formas
estruturais como também faz surgir novos tipos de transformações e novos componentes do sistema.
O diagrama de equilíbrio da Figura 2 permite-nos visualizar os domínios de temperaturas e composições em que são
estáveis as diferentes formas estruturais do sistema Fe-C, a fracção em que estão presentes e a sua composição química.
A análise deste diagrama permite-nos constatar que:
- surgem três reacções, uma peritética a cerca de 1500 ºC, uma eutéctica a cerca de 1150 ºC e outra eutectoide a cerca de
730 ºC;
- há a considerar dois tipos de equilíbrio, o estável do sistema Ferro - Carbono (Grafite) e o metaestável do sistema Ferro -
Cementite (carboneto de ferro com a esteqiometria Fe3C); este último está representado a traço contínuo, enquanto o primeiro
está representado a tracejado nas situações em que a diferença é mais significativa.
- a adição de Carbono faz com que os domínios de temperatura em que são estáveis o Fe-α e o Fe-δ sejam reduzidos,
enquanto que no caso do Fe-γ se observa um alargamento significativo do domínio de existência;
1148 ºC
1154 ºC
2.11
2.08
0.77
0.68
0.02
738 ºC
727 ºC
F
e
3
C
1227 º
912 ºC
1538 ºC
4.30
4.26
Fe
% Carbono (ponderal)
γ
L s
o
lu
b
ilid
a
d
e d
a
g
ra
fiten
o
F
elíq
u
id
o
δ
α
0.008
1396 ºC
A 1
Figura 2 - Diagrama de equilíbrio metaestável (traço contínuo) e estável (tracejado)
do sistema Ferro - Carbono.
Para o estudo do tratamento térmico de aços-ferramenta poderá limitar-se a análise à região do diagrama metaestável
compreendida entre 0 e 2%C e, de entre as três reacções possíveis (eutéctica, peritética e eutectoide), bastará considerar
unicamente a eutectoide atendendo a que:
- um aço é definido como uma liga Fe-C em que o teor em Carbono não ultrapassa 2% , o que nos permite ignorar a
transformação eutéctica;
- dentro deste domínio de composições só tem interesse considerar, do ponto de vista das formas habituais de
processamento dos aços, o sistema metaestável Ferro - Cementite; isto porque os tempos necessários para induzir a grafitização
são longos demais para que este fenómeno tenha alguma relevância no decorrer dos tratamentos térmicos de aços;
- no âmbito dos aços-ferramenta a transformação peritética pode ser ignorada, mesmo nos casos em que a composição
química global do material cai dentro da gama onde esta transformação possa ocorrer.

A estrutura de equilíbrio dos aços à temperatura ambiente é constituída por ferrite + cementite; para a composição
eutectoide (cerca de 0,8 %C ) obtém-se normalmente uma micro-estrutura formada por nódulos de lamelas alternadas de ferrite
e cementite resultantes da reacção eutectoide (austenite → ferrite + cementite ).
Relativamente à composição eutectoide, os aços podem classificar-se em hipoeutectoides ( C < 0,8 % ) ou hipereutectoides
( C > 0,8 % ).
À medida que o teor em Carbono diminui, afastando-se da composição eutectoide, a micro-estrutura vai sofrendo uma
evolução que traduz uma variação contínua da quantidade relativa de nódulos de perlite e de grãos de ferrite:
- para teores próximos da composição eutectoide (0,60 < %C < 0,8) no seio de nódulos de perlite aparecem "ilhotas"
isoladas de grãos de ferrite pró-eutectoide (ou seja, que se forma a partir da austenite antes de atingir a temperatura de
transformação eutectoide) ; esses grãos ferríticos, formam-se normalmente nos limites de grão da austenite;
- para teores de Carbono intermédios (0,4 < %C < 0,6) a micro-estrutura encontra-se constituída por nódulos de perlite
envoltos por um "cordão" de grãos ferríticos; este modo de distribuição da ferrite pró-eutectoide permite delimitar claramente
os limites de grão da fase-mãe (austenite);
- para teores de Carbono muito baixos (abaixo de 0,1 %) a estrutura é quase inteiramente ferrítica iremos encontrar uma
micro-estrutura formada por grãos de ferrite no seio dos quais se encontram dispersas "ilhotas" de perlite.
Quando nos afastamos da composição eutectoide em sentido contrário (aumentando o teor em Carbono) os nódulos de
perlite aparecem "bordeados" de folículos de cementite (pró-eutectoide); estes, que começam por aparecer isoladamente na
periferia dos nódulos de perlite (para teores de Carbono próximos do eutectoide), acabam por formar uma rede envolvendo os
referidos nódulos cada vez mais contínua e de espessura sucessivamente crescente, à medida que aumenta o teor em Carbono.
Esta malha de cementite que envolve os nódulos de perlite permite determinar aproximadamente o tamanho de grão da
austenite.
As microestruturas acabadas de descrever são normalmente apresentadas como representativas da estrutura próxima do
equilíbrio, resultado de um arrefecimento lento.
Sucede, no entanto, que os aços podem apresentar muitas outras formas microestruturais. Uma das variantes consiste na que
pode resultar de uma manutenção prolongada a uma temperatura ligeiramente abaixo da eutectoide. A cementite tende então a
passar da forma de lamelas para a de glóbulos aproximadamente esféricos correspondendo esta evolução morfológica a uma
minimização da energia interfacial e, consequentemente, a uma redução da energia global do sistema (tendência para o
equilíbrio).
Estruturas não de equilíbrio
Mas as variações mais significativas da micro-estrutura dos aços são as que resultam da imposição ao material de diferentes
velocidades de arrefecimento. De entre todas estas estruturas, a que assume um papel mais relevante será com certeza (pelo
menos no domínio dos aços-ferramenta) a que resulta de um arrefecimento brusco do aço a partir de uma temperatura situada
no domínio austenítico. Este aspecto, embora empiricamente conhecido (e aproveitado para fins práticos) desde tempos
remotos, só muito recentemente começou a ser sistematicamente estudado e melhor compreendido.
Tendo em vista uma melhor compreensão destes fenómenos, torna-se necessária a introdução do parâmetro tempo na
análise das transformações estruturais dos aços. Esta foi de facto a primeira forma de encarar o problema ao tentar (no início do
século XX) sistematizar esta abordagem definindo para cada velocidade de arrefecimento as temperaturas de início e final dos
diferentes tipos de transformação. Uma das primeiras técnicas utilizadas para acompanhar as transformações sofridas pelo aço
no decurso de um dado arrefecimento foi a dilatometria; esta técnica baseia-se, como o nome sugere, no registo da variação
dimensional sofrida por um provete durante um dado ciclo térmico. Tendo em conta que a austenite apresenta, conforme acima
foi referido, uma estrutura compacta e que os seus produtos de decomposição apresentam estruturas não compactas, será de
esperar:
- que se detecte uma contracção quando, durante o aquecimento, a ferrite + cementite se transforme em austenite
- e, inversamente, uma dilatação quando, no arrefecimento, a austenite se transforme em ferrite + cementite.
Os registos dilatométricos permitem identificar para os aços três domínios de temperaturas estando cada um deles associado
a um tipo diferente de transformação.
Para os arrefecimentos mais lentos observa-se uma perturbação dilatométrica situada nas mais altas temperaturas
(estendendo-se tipicamente desde pouco abaixo da temperatura eutectoide, até cerca dos 600 ºC); constata-se também que à
medida que aumenta a velocidade de arrefecimento diminui a importância desta anomalia dilatométrica (em correspondência
com uma diminuição da importância relativa da transformação que lhe está associada); por outro lado, a gama de temperaturas
em que a transformação ocorre vai-se deslocando no sentido descendente da escala das temperaturas.

Para velocidades de arrefecimento crescentes começa a ganhar importância um segundo tipo de transformação estendendo-
se por uma gama intermédia de temperaturas (tipicamente entre os 550 e os 300 ºC). Também para este tipo de transformação
se regista, tal como na anterior, uma diminuição da importância relativa da anomalia dilatométrica e um abaixamento da gama
de temperaturas em que esta perturbação ocorre à medida que aumenta a velocidade de arrefecimento.
Finalmente, às velocidades de arrefecimento mais elevadas corresponde um último tipo de transformação que tem a
singularidade de apresentar uma temperatura de início de transformação que é independente da velocidade de arrefecimento
(desde que nenhuma outra transformação a tenha precedido); além disso, a decomposição da austenite neste domínio de
temperaturas é praticamente independente do tempo de manutenção a essa temperatura, dependendo unicamente, de forma
significativa, da temperatura até à qual se arrefeceu o material. Este tipo de transformação acontece tipicamente no domínio das
temperaturas situadas abaixo dos 300 ºC.
A estes três domínios de temperaturas correspondem, pela ordem por que foram referidos, as transformações perlítica,
bainítica e martensítica. As duas primeiras são transformações dependentes do factor tempo na medida em que carecem de
movimentos em larga escala dos átomos; por outras palavras trata-se de transformações com difusão. A transformação
martensítica, em contrapartida, é uma transformação sem difusão caracterizada por movimentos atómicos de pequena amplitude
(tipicamente inferiores ao parâmetro de rede da estrutura).
Diagramas TTT de transformação isotérmica
Esta separação dos três tipos de transformações em domínios de temperatura bem diferenciados levou Bain e Davenport, no
final da década de 20, a enveredar pelo estudo da decomposição da austenite durante a sua manutenção a diversas temperaturas.
Para isso, o material era submetido a um ciclo térmico que compreendia, após a austenitização, um arrefecimento brusco até
uma temperatura à qual o material era mantido de modo a permitir a análise da evolução estrutural a essa temperatura;
registaram então, para cada temperatura, os tempos de início e final de transformação da austenite, bem como os tempos
necessários para algumas etapas intermédias de transformação (10, 25, 50, 75, 90%). Da compilação dos resultados obtidos
obteve-se um diagrama que, numa escala Temperatura versus Tempo, ilustra a distribuição dos diferentes tipos de
Transformação: diagramas TTT de transformação isotérmica.
Na sua forma mais simples, este tipo de diagramas é constituído por duas curvas em "C" delimitando o domínio dentro do
qual a austenite se transforma gradualmente ou em perlite ou em bainite; a curva de início da transformação perlítica pode ser
precedida pela curva de início de formação do constituinte pró-eutectoide (ferrite no caso dos aços hipoeutectoides, ou
cementite no caso dos aços hipereutectoides). Para cada temperatura haverá então que distinguir um período de incubação
durante o qual a austenite meta-estável permanece aparentemente inalterada, seguido de um período de crescimento da fase-
produto da transformação (ferrite ou cementite + perlite e bainite). Trata-se de transformações com difusão que ocorrem por
nucleação e crescimento.
A forma em "C" das curvas dos diagramas TTT resulta do modo como a difusão e o grau de instabilidade do sistema são
afectados pela temperatura de transformação:
- a instabilidade do sistema aumenta à medida que nos afastamos (no sentido descendente) da temperatura de equilíbrio da
transformação (eutectoide); ou seja, tendo em conta este parâmetro, será de esperar uma diminuição do período de incubação;
- por outro lado, a difusão diminui acentuadamente (segundo uma lei de Arrhenius) à medida que a temperatura diminui;
será então de esperar que a acção da difusão vá no sentido de aumentar a duração do período de incubação ao diminuir a
temperatura de transformação.
Assim, nos mais altos domínios de temperatura, torna-se especialmente relevante a diminuição do período de incubação à
medida que diminui a temperatura de transformação atendendo ao papel dominante do aumento da instabilidade do sistema; a
essas temperaturas a difusão é ainda suficientemente elevada para não representar uma oposição muito significativa a esta
tendência de redução do período de incubação. No entanto a mais baixas temperaturas, a difusão é de tal forma limitada que
resulta uma tendência mais pronunciada para um aumento da duração do período de incubação. As curvas de início de
transformação apresentam por isso um mínimo do período de incubação, tipicamente na vizinhança dos 550 ºC.
Nas mais baixas temperaturas encontra-se o domínio da transformação martensítica delimitado por duas linhas de
temperatura constante:
- superiormente, por Ms (do inglês "Martensite start")
- e, inferiormente, por Mf (do inglês "Martensite finish").
Este tipo de diagramas é normalmente complementado com a informação da dureza dos constituintes que se obtêm às
diferentes temperaturas; por aí se pode ver que a dureza aumenta à medida que a temperatura de transformação vai sendo cada
vez mais baixa.

Apesar do interesse prático deste tipo de diagramas, afigura-se muito mais interessante, do ponto de vista da grande parte
dos tratamentos térmicos dos aços, poder dispôr de diagramas TTT que tenham sido obtidos não como resultado de
manutenções isotérmicas mas sim com base numa gama alargada de arrefecimentos contínuos, desde a temperatura de
austenitização até à temperatura ambiente.
Estes diagramas TTT de Transformação em Arrefecimento Contínuo (TAC) são traçados a partir da localização sobre cada
curva de arrefecimento dos pontos de início e final de transformação da austenite.
Ferrite
A ferrite apresenta-se normalmente com uma forma poliédrica irregular com cristais de dimensões variáveis; esta variação
de dimensões dos grãos deve-se essencialmente à disposição aleatória dos grãos relativamente à secção observada, não sendo
no entanto impossível que se verifiquem variações das dimensões reais de uns grãos para outros. Os grãos de ferrite são
atacados diferentemente consoante a sua orientação cristalográfica relativamente ao plano da superfície de preparação
metalográfica; a título de exemplo refira-se que os grãos que apresentam um plano da família {100} paralelo à superfície polida
são os que mais resistem ao ataque químico de contrastação; as diferenças quanto ao grau de ataque dos diferentes grãos
ferríticos consoante a sua orientação provocam desníveis entre os diferentes grãos, o que torna possível distinguir os limites de
grão. No interior dos grãos ferríticos encontram-se, por vezes, limites de grão pouco nítidos que se designam por limites de
sub-grão; estes apresentam-se com um traçado irregular formando um reticulado de malhas desiguais; os limites de sub-grão
apresentam muito frequentemente descontinuidades e são tanto mais visíveis quanto mais grosseira for a ferrite; estes limites de
sub-grão delimitam pequenos cristalitos cuja desorientação relativa é muito pequena (alguns graus); é nestes limites de pequena
desorientação que os defeitos cristalinos tendem a acumular-se o que as torna regiões preferenciais de ataque químico,
aparecendo por isso realçados por contrastação. Supõe-se que as variações de volume resultantes da transformação γ → α
provocam o aparecimento de tensões que originam a deformação dos grãos de ferrite subdividindo-os em cristalitos de pequena
desorientação. A solubilidade máxima do Carbono na ferrite é de 0,02 % (à temperatura A1); a diminuição da solubilidade com
a temperatura começa por ser muito rápida até aos 500 ºC sendo depois mais lenta:
0,005 %C a 500 ºC,
0,001 %C a 300 ºC,
0,00003 %C a 150 ºC.
Esta diminuição de solubilidade do Carbono na ferrite leva à precipitação de carboneto (cementite terciária) durante um
arrefecimento contínuo lento; esta precipitação dá-se nos limites de grão ferríticos.
Perlite
A perlite é formada por lamelas alternadas de ferrite e de cementite como resultado de, ao formar-se uma das fases (ferrite
ou cementite), a nucleação e/ou crescimento da outra ser facilitada. O teor médio em Carbono da perlite é de 0,8 % o que
implica que a percentagem volúmica da ferrite é de 88 % e a de cementite é de 12 % 1; por isso, a relação entre as espessuras
das lamelas de ferrite e de cementite deverá ser aproximadamente de 1:7 . Cada nódulo de perlite é formado por "colónias" de
lamelas de ferrite e de cementite que crescem no seio da austenite mantendo a orientação relativamente à região da fase-mãe em
que se desenvolvem. Estes nódulos nucleados nos limites de grão da austenite apresentam uma forma aproximadamente
esférica; esta morfologia resulta do seu crescimento a uma velocidade constante em todas as direcções; para tal, subdivide-se
em colónias de lamelas de ferrite/cementite sendo em cada uma dessas colónias a orientação optimizada de modo a permitir
uma velocidade de crescimento local que seja compatível com uma velocidade de crescimento global do nódulo igual em todas
as direcções (radiais).
Ao aumentar a temperatura de austenitização deverá aumentar o tamanho do grão da austenite em cujos limites de grão são
preferencialmente nucleados os nódulos de perlite; assim, a temperatura de transformação constante o tamanho dos nódulos vai
estar directamente relacionado com o tamanho do grão austenítico. Diminuindo a temperatura de transformação reduz-se o
espaçamento interlamelar o qual é independente do tamanho do grão da fase-mãe (austenite).
O arrefecimento rápido de um aço hipo-eutectoide pode dar origem a uma micro-estrutura ferrito-perlítica em que a
percentagem de nódulos perlíticos é mais elevada do que a que seria observada numa arrefecimento de equilíbrio do mesmo
1 A aplicação da regra da alavanca para a determinação das percentagens das fases (ferrite e cementite) presentes na perlite dá
como resultado:
% cementite =
0,8
6,69
%
≈
≈
≈
≈ 12 e % ferrite =
6,69 - 0,8
6,69
%
≈
≈
≈
≈ 88 .

aço; esta alteração deve-se ao facto de o aumento da velocidade de arrefecimento não permitir a formação da quantidade de
ferrite pró-eutectoide que seria de esperar após um arrefecimento lento; como consequência, ao iniciar a transformação
eutectoide, a austenite que resta encontra-se mais empobrecida em Carbono (comparativamente com a composição eutectoide);
daqui resulta um maior espaçamento entre as lamelas de cementite ou, o que é equivalente, lamelas de ferrite mais espessas. Os
grãos perlíticos distinguem-se uns dos outros pela diferença de orientação da matriz ferrítica e pelo arranjo das lamelas de
cementite. Numa superfície polida a espessura aparente das lamelas, quer da ferrite, quer da cementite, varia consoante a
inclinação do plano da secção relativamente aos planos das lamelas.
Em certas condições de arrefecimento a perlite produzida pela transformação eutectoide é especialmente grosseira, com
lamelas de ferrite e de cementite espessas e muito afastadas; estas lamelas grosseiras de cementite são muito difíceis de se
dissolverem ao aquecer-se o material acima de A3; após o arrefecimento é possível, por vezes detectar vestígios de cementite
não dissolvida que apresentam ainda a orientação das lamelas da cementite inicial (não dissolvida); nas regiões onde a
cementite foi dissolvida a austenite resultante fica enriquecida em Carbono; as heterogeneidades de composição química da
austenite associadas a esta cementite não dissolvida originam, no arrefecimento, uma perlite cujas lamelas de cementite
parecem entrecuzar-se.
Nos aços hiper-eutectoides é possível surgir uma micro-estrutura "anómala" que se caracteriza por, durante o arrefecimento
e após a precipitação da cementite pró-eutectoide, a austenite não se transformar em perlite lamelar; a cementite formada no
decurso da reacção eutectoide precipita preferencialmente sobre os cristais de cementite pró-eutectoide; por outro lado, a ferrite
(eutectoide) cresce independentemente da cementite (eutectoide), sob a forma de cristalitos relativamente desenvolvidos e isen-
tos de carbonetos. A proporção de ferrite livre existente permite imediatamente avaliar o grau de degenerescência na estrutura.
Nos aços hiper-eutectoides o crescimento separado da ferrite e da cementite (eutectoides) está frequentemente limitado a uma
estreita faixa na vizinhança da rede de cementite pró-eutectoide precipitada nos limites de grão da austenite inicial; caso uma
parte da cementite pró-eutectoide se apresente sob a forma de plaquetas então também é possível que apareçam regiões
ferríticas envolvendo essas plaquetas. Verifica-se experimentalmente que o grau de degenerescência é tanto maior quanto
menor for a temperatura de austenitização para uma mesma temperatura de transformação isotérmica (no domínio perlítico).
Para uma mesma temperatura de austenitização o grau de degenerescência é tanto menor quanto menor for a temperatura de
transformação isotérmica; ou seja, quanto mais a temperatura de transformação isotérmica se aproximar da temperatura de
transformação eutectoide de equilíbrio (A1) tanto maior será o grau de degenerescência. O que foi referido a propósito das
estruturas anómalas em aços ao Carbono é também válido para os aços ligados; assim, poderá dizer-se que a formação da
ferrite e da cementite eutectoides independentemente uma da outra é tanto mais acentuada quanto maior for:
- a heterogeneidade de composição química da austenite,
- a quantidade de carbonetos não dissolvidos aquando da austenitização,
- a temperatura de transformação isotérmica (<A1),
- a "distância" (em termos de teor em Carbono) relativamente à composição eutectoide.
Os aços hipo-eutectoides podem igualmente apresentar uma estrutura degenerada; neste caso, a cementite apresenta-se sob
formas irregulares dispostas ao longo dos limites de grão ferríticos.
Cementite
A cementite é o carboneto de ferro Fe3C , com cerca de 6,67 %C. É o constituinte mais duro dos aços ao carbono (dureza
superior a 68 Rockwell-C) e apresenta uma estrutura ortorrômbica (a=4,525 Å, b=5,088 Å, c=6,74 Å). É ferromagnética à
temperatura ambiente situando-se a sua temperatura de Curie a cerca de 220 ºC.
Pode aparecer nos aços como:
- cementite pró-eutectoide nos aços hiper-eutectoides; acima dos 0,9 %C pode formar uma rede contínua envolvendo os
agregados de nódulos de perlite (nos limites de grão da austenite que deu origem a essa perlite), caso o arrefecimento seja
lento; quanto maiores forem a velocidade de arrefecimento, o teor em Carbono e o tamanho do grão austenítico, tanto maior a
tendência para a cementite (pró-eutectoide) precipitar no interior dos grãos de austenite (estrutura de Widmanstätten);
- cementite fazendo parte da perlite, na forma de lâmelas que alternam com lamelas de ferrite;
- cementite na forma de glóbulos dispersos no seio de uma matriz ferrítica (estrutura típica de recozimento de
amaciamento);
- cementite terciária precipitada nos limites de grão da ferrite (em aços de teor em Carbono inferior a 0,25 %), como
resultado da diminuição de solubilidade do Carbono na ferrite à medida que diminui a temperatura.
Bainite

Desde há muito tempo, sobretudo após a apresentação do trabalho pioneiro de Bain e Davenport, que uma especial atenção
tem sido dedicada à transformação bainítica; no entanto, só tardiamente os aços bainíticos começaram a ter uma ampla
aplicação industrial. Isto deveu-se em parte às dificuldades de obtenção deste tipo de transformação numa região
suficientemente extensa de uma dada secção recta, mas também não será alheio a este facto o tardio (e, até certo ponto,
nebuloso) conhecimento da natureza e modo de formação da estrutura bainítica.
É difícil de conseguir obter a transformação bainítica através de arrefecimentos convencionais, excepto em regiões muito
restritas do material, pois esta se encontra, nos aços ao Carbono, "escondida" pela transformação perlítica; por isso, na gama de
arrefecimentos (contínuos) em que é possível formar bainite esta ou é precedida pela formação de ferrite + perlite ou é seguida
de martensite; a transformação em maior grau da austenite em bainite só é possível nestes aços, com este tipo de diagramas
TTT, se, em vez de um arrefecimento contínuo, se proceder a um arrefecimento interrompido por um patamar de manutenção
no domínio de temperaturas da transformação bainítica. Só pela adição de elementos de liga que desloquem as curvas da
transformação perlítica para tempos mais longos, comparativamente com a deslocação das curvas da transformação bainítica, é
que se torna possível uma quantidade mais apreciável de bainite que se pode formar dentro de uma gama mais alargada de
arrefecimentos contínuos; no entanto, esta deslocação das curvas de transformação na escala dos tempos é acompanhada de
uma descida do domínio de temperaturas da transformação bainítica, aproximando-a da transformação martensítica; daqui
resulta uma forte tendência para os arrefecimentos contínuos convencionais darem origem a estruturas mistas bainítico-
martensíticas.
Uma singularidade importante da transformação bainítica, singularidade esta que pode ser associada ao seu carácter misto
de transformação com difusão e sem difusão, prende-se com o facto de se poder definir uma temperatura Bs (por analogia com
a temperatura Ms); acima da temperatura Bs não é possível induzir a transformação bainítica; nos aços ligados quando a
temperatura de transformação está abaixo de Bs, mas muito próxima desta, a transformação da austenite não é completa mesmo
para tempos de manutenção muito longos; a quantidade de austenite que se transforma em bainite vai aumentando
gradualmente à medida que a temperatura de transformação vai diminuindo; nos aços ao carbono estes aspectos cinéticos são
encobertos pela formação de perlite e constituintes pró-eutectoides em competição com a transformação bainítica como
resultado da sobreposição parcial das correspondentes curvas em "C"; a adição de elementos de liga origina, entre outros
efeitos, uma tendência para maior separação (na escala de temperaturas) entre estas curvas; resulta assim diminuído o domínio
de temperaturas onde ocorre competição entre as transformações perlítica e bainítica.
A bainite forma-se num domínio de temperaturas intermédio entre o da perlite e o da martensite. A transformação bainítica
ocupa uma posição singular entre as transformações no estado sólido na medida em que apresenta características que a fazem
associar-se não só às transformações com difusão mas também às transformações sem difusão (martensíticas). Este carácter
intermédio está na origem da sua designação em alguns idiomas (alemão e sueco, p. ex.) como "estruturas intermédias". No
caso dos aços distinguem-se habitualmente dois tipos de bainite: bainite inferior e bainite superior.
A bainite superior é constituída por "ripas" paralelas de ferrite entre as quais se encontram precipitados carbonetos
paralelamente ao eixo principal destas "ripas"; ripas adjacentes constituem-se em agregados cuja direcção principal de
crescimento é muito próxima umas das outras. A bainite superior forma-se a temperaturas mais altas (acima de 350 ºC) e a sua
morfologia é progressivamente alterada à medida que a temperatura de transformação diminui: a densidade dos carbonetos
precipitados aumenta e a dimensão média dos agregados de ripas também aumenta. As observações por microscopia electrónica
mostram que os carbonetos precipitam nas interfaces das ripas de ferrite. Às mais altas temperaturas a que se pode formar a
bainite superior a mobilidade do Carbono é suficientemente elevada para difundir-se para a austenite por transformar,
enriquecendo-a em Carbono; este enriquecimento traz como consequência uma maior estabilidade da austenite, o que pode
estar na origem de:
- austenite por transformar após arrefecimento até à temperatura ambiente,
- formação de martensite de alto teor em carbono entre as ripas (de ferrite bainítica), ou
- precipitação de cementite entre as ripas.
Pela facilidade com que no seu seio se pode iniciar e propagar uma fissura, são estas duas últimas formas micro-estruturais
as que mais fortemente contribuem para a fragilidade normalmente associada à bainite superior.
A bainite inferior é constituída por ripas de ferrite no interior das quais ocorre a precipitação (dispersa) de carbonetos
alinhados segundo uma direcção que faz um certo ângulo com o eixo principal da ripa. As ripas de um mesmo agregado, quer
na bainite superior quer na inferior, encontram-se separadas por limites de grão de pequeno ângulo que bloqueiam os
movimentos das deslocações; por outro lado, os agregados de ripas estão separados entre si por limites de grão de grande
ângulo que tendem a retardar a propagação de fissuras. Na bainite inferior a elevada densidade de deslocações e a fina disper-
são de carbonetos no interior das ripas limita fortemente a possibilidade de iniciação ou de propagação de fissuras. Este tipo de
micro-estrutura é por isso geralmente caracterizado por uma elevada tenacidade.
A quantidade de austenite residual (austenite que fica por transformar até ao final do ciclo térmico) após formação de
bainite inferior é muito menor do que no caso da bainite superior. Esta é uma diferença importante entre os dois tipos de
bainite, ficando a dever-se ao facto de na bainite inferior ser muito rápida a precipitação de carbonetos na frente de
transformação ferrite/austenite, o que limita o enriquecimento em carbono da austenite e, por esta via, limita a sua estabilidade.

Também é possível ocorrerem outras formas (granulares ou colunares) no caso de aços ligados ou quando a transformação
se efectua sob pressão.
Martensite
É à transformação martensítica que os aços devem a sua importância tecnológica desde há séculos. Com efeito é bem
conhecido que os aços quando aquecidos e em seguida arrefecidos bruscamente apresentam uma dureza excepcional. Se o
arrefecimento for lento o material sofre a transformação eutectoide; se, pelo contrário, o arrefecimento é brusco não há tempo
para que a difusão do Carbono tenha lugar; abaixo de uma certa temperatura a austenite começa gradualmente a transformar-se
em martensite. A primeira característica desta transformação é a rapidez com que tem lugar; a velocidade de propagação da
frente de transformação é da ordem de grandeza da velocidade do som; é por isso uma transformação sem difusão (atérmica)
visto que a tão baixas temperaturas os movimentos dos átomos a grandes distâncias não são possíveis para velocidades de
avanço da transformação tão elevadas. Na realidade, a transformação martensítica é uma reacção em que o produto de
transformação é obtido numa região da fase-mãe através de um movimento coordenado de um grande número de átomos, sem
alteração da composição química. Este tipo de transformação é designada por Christian de "transformação militar"; os átomos
deslocam-se unicamente de uma fracção da distância interatómica, conservando os mesmos vizinhos; só as posições relativas
são alteradas.
De acordo com as teorias até agora desenvolvidas para
explicar a cristalografia da transformação martensítica
podem considerar-se três passos:
(i) a distorção de Bain proposta em 1924 para explicar
a transição da estrutura cfc da austenite para a estrutura
tcc da martensite de modo a que os movimentos dos
átomos sejam mínimos; este mecanismo baseia-se na
visualização de uma estrutura tcc no seio de uma cfc;
(ii) distorção não homogénea do tipo invariante como o
escorregamento, a maclagem ou a indução de falhas de
empilhamento; este tipo de deformação permite
assegurar um plano invariante à escala macroscópica,
mantendo uma interface semi-coerente móvel entre a
martensite e a fase-mãe;
(iii) rotação de corpo rígido;
É da combinação destes três modos que resulta uma
deformação equivalente à experimentalmente observada, sem que no entanto esteja definida qual a sequência.
A transformação martensítica caracteriza-se pelo facto de se iniciar unicamente quando, em arrefecimento, a austenite se
encontra abaixo de Ms; para que a transformação progrida torna-se necessário descer a temperatura: a quantidade de martensite
formada só depende da temperatura a que o material se encontra (abaixo de Ms). Assim, a velocidade de formação de
martensite é directamente proporcional à velocidade de arrefecimento. A reacção é imediata e pode tomar um carácter
explosivo, sendo a frente de transformação bloqueada pelos limites de grão ou pelos defeitos acumulados como resultado da
transformação já ocorrida. Observam-se no entanto certos fenómenos de estabilização térmica quer quando o material é
mantido a uma temperatura ligeiramente superior a Ms, quer quando é feita uma interrupção do arrefecimento depois de
iniciada a transformação; no primeiro caso a nova temperatura de início de transformação será inferior ao Ms original; no
segundo caso a transformação não é retomada imediatamente após o reinício do arrefecimento. Este tipo de fenómenos deverá
estar relacionado com a mobilidade dos intersticiais (Carbono ou Azoto) permitindo rearranjos que bloqueiam a transformação;
torna-se então necessário aumentar ainda mais a força motriz para que a reacção ocorra.
~ 12 % expansã
~ 12 % expansão
~ 20 % contracção
Fig. 3 - Distorção de Bain

A martensite2 é uma solução sólida
sobressaturada de Carbono no Ferro; a
estrutura da martensite (tetragonal de corpo
centrado, tcc) pode ser considerada como uma
forma distorcida da estrutura ccc do Fe-α. A
tetragonalidade da martensite é uma
consequência directa da presença de
intersticiais preferencialmente num dado tipo
de posições da rede: as posições octaédricas.
Aumentando o teor em Carbono a
tetragonalidade da rede aumenta de acordo
com:
c
a
wt C
=
=
=
= +
+
+
+ ⋅
⋅
⋅
⋅
1 0 045
, %
A morfologia mais típica é a de plaquetas
irregulares (sob a forma lenticular); a preparação metalográfica faz aparecer sobre uma superfície polida agulhas que resultam
da intersecção das plaquetas; daí a designação deste tipo de micro-estrutura por "acicular" embora a três dimensões a estrutura
não seja acicular mas sim lenticular.
A martensite dita acicular é própria dos aços de mais alto teor em Carbono apresentando-se as lentículas com uma parte
central finamente maclada enquanto as regiões laterais contêm elevadas densidades de deslocações.
Nos aços de mais baixo teor em Carbono encontra-se uma martensite designada por maciça formada por plaquetas de
bordos irregulares contendo no seu interior altas densidades de deslocações. A forma mais irregular dos bordos da martensite
maciça, comparada com a acicular, advém-lhe do facto de a transformação se iniciar a mais altas temperaturas e, por isso, ser
mais fácil relaxar as tensões de transformação; com efeito, a forma lenticular é considerada como uma morfologia que
minimiza a energia de deformação.
Determinação experimental das curvas TTT
São muito variadas as técnicas que permitem estudar a transformação da austenite, quer em transformação isotérmica, quer
em arrefecimento contínuo.
A técnica mais simples (em termos de equipamento necessário) é a metalografia. O acompanhamento da transformação
isotérmica da austenite pode ser feito através da observação metalográfica de amostras que, após austenitização seguida de
têmpera até à temperatura de transformação, são sujeitas a diferentes tempos de manutenção à referida temperatura de
transformação; estes patamares são seguidos de uma têmpera até à temperatura ambiente destinada a transformar em martensite
a austenite que não se decompôs durante o tratamento isotérmico anterior. Deste modo é fácil identificar os produtos de
transformação da austenite próprios das mais altas temperaturas (ferrite ou cementite pró-eutectoide, perlite, bainite); estes
distinguem-se (normalmente com facilidade) da martensite formada a partir da austenite que ficou por transformar não só pela
sua morfologia como pela dureza. Embora bastante simples, a técnica metalográfica apresenta várias desvantagens, sendo a
mais grave de todas o elevado número de amostras que se torna necessário tratar para definir completamente um diagrama
TTT-TI. Por outro lado, as diferenças morfológicas e de dureza nem sempre são muito evidentes, particularmente em alguns
aços de mais alta liga; nestes pode subsistir austenite (residual) após a têmpera até à temperatura ambiente o que dificulta a
interpretação das microestruturas obtidas; por outro lado, as diferenças entre certas bainites e a martensite são por vezes difíceis
de detectar.
Um meio muito mais eficiente de obter o traçado dos diagramas TTT é através da monitorização contínua de uma certa
propriedade do material in situ durante a transformação. Nestes casos, a observação metalográfica e a determinação de durezas
poderão ainda ser usadas em conjugação com estas técnicas contínuas mas agora só como uma técnica auxiliar que permita uma
identificação dos microconstituintes formados uma vez completada a transformação. A permeabilidade magnética e o volume
específico são duas propriedades que permitem uma boa monitorização contínua da transformação da austenite. Os valores
destas propriedades na fase-mãe (austenite) e nos produtos de decomposição são suficientemente diferentes para dar origem a
uma variação facilmente detectável do da amplitude do sinal medido.
A dilatometria é a técnica mais frequentemente utilizada para o traçado de diagramas TTT. Após austenitização nas
condições (temperatura e tempo) desejadas, o provete é bruscamente arrefecido até à temperatura de transformação; a ma-
2 A designação de martensite não é necessariamente específica das ligas ferrosas; a transformação martensítica é possível de ser
encontrada em muitas outras ligas não ferrosas. Neste texto usar-se-à o termo martensite para designar o produto da
transformação martensítica nas ligas ferrosas.
t c c
Domínios possíveis de localização de átomos de F
Posições possíveis dos átomos de C
Fig. 4

nutenção a essa temperatura irá induzir a transformação da austenite nos seus produtos de decomposição próprios dessa
temperatura; como os produtos de decomposição são caracterizados por um volume específico maior do que o da fase-mãe, a
transformação será acompanhada de uma dilatação; a exploração dos resultados dilatométricos é normalmente feita no
pressuposto de que a variação de comprimento do provete é directamente proporcional à quantidade de nova fase formada.
Quando o comprimento deixa de variar ao longo do tempo, procede-se a um arrefecimento brusco do provete para posterior
observação metalográfica; é aconselhável efectuar esta têmpera final na medida em que a cessação da dilatação é unicamente
um indicativo de que a decomposição da austenite parou, mas não de que toda a austenite já se transformou; através desta
têmpera final será possível identificar (por metalografia) a austenite que ficou por transformar no patamar isotérmico pois ela
irá transformar-se em martensite como resultado da têmpera final. Se a observação metalográfica mostrar que a austenite se
transformou completamente então o registo dilatométrico da variação do comprimento em função do tempo dá uma informação
directa (a menos de um factor de escala) sobre a cinética da transformação da austenite. Esta abordagem de qualquer modo só é
válida no caso da decomposição da austenite originar um único microconstituinte; se se formar uma mistura de
microconstituintes a validade deste tipo de análise está limitada às situações em que a diferença de volumes específicos dos
referidos microconstituintes seja muito reduzida. No caso dos aços, no entanto, a validade da suposição de existência de uma
relação linear entre a fracção de fase formada e a variação de comprimento é aceitável.
Na maior parte dos casos em que a uma dada temperatura a austenite se transforma em dois produtos diferentes (p. ex.
ferrite e perlite) detecta-se uma perturbação no andamento sigmoidal da curva dilatométrica; esta perturbação permite localizar
os tempos de início e final de formação de cada um dos microconstituintes. Casos há, porém, em que a decomposição da
austenite em dois microconstituintes distintos não está associada a nenhuma perturbação da sigmoide; a análise metalográfica
do provete poderá então permitir a localização aproximada (no tempo) do final de formação do primeiro microconstituinte e do
início do segundo; para isso, começa-se por determinar a percentagem de microconstituintes formados.

Bainite
O diagrama TTT de um aço típico revela a existência de uma gama de temperaturas intermédias em que
não se forma nem perlite, nem marensite. Em vez destes microconstituintes surge uma estrutura formada
por um agregado fino de grãos de ferrite e de partículas de cementite. Esta estrutura de tipo intermédio é
designada por bainite. Esta forma micro-estrutural foi pela primeira vez identificada por Davenport e Bain
nos seus estudos sobre a transformação isotérmica da austenite. Podem identificar-se dois tipos distintos
de bainite: superior e inferior.
A micro-estrutura da bainite superior é constituída por finas plaquetas de ferrite com cerca de 0,2 µm e
espessura e 10 µm de comprimento. Os grãos ferríticos crescem formando “pacotes”. Os grãos ferríticos
de um dado “pacote” dispõem-se paralelamente uns aos outros, cada um deles apresentando um plano de
hábito cristalográfico bem definido. Cada um desses grãos individuais de um dado “pacote” constitui uma
“sub-unidade de bainite; estas su-unidades estão normalmente separadas umas das outras por limites de
grão de pequeno ângulo ou por partículas de cementite.
A bainite superior forma-se como resultado de um processo em duas etapas, em que a primeira é la
nucleação de plaquetas de ferrite nos limites de grão da austenite. O crescimento destas plaquetas de
ferrite é acompanhado por uma mudança de forma da região transformada, mudança esta que pode ser
descrita através de uma deformação plana invariante com uma componente significativa de corte,
analogamente ao que se passa com a transformação martensítica. A bainite forma-se a temperaturas
relativamente elevadas, comparativamente com a martensite. As distorções importantes associadas à
mudança de forma não podem ser facilmente acomodadas pela austenite cuja resistência à deformação
diminui com o aumento de temperatura. Estas distorções são então relaxadas por deformação plástica da
austenite adjacente. O aumento localizado da densidade de deslocações provocado pela cedência plástica
da austenite bloqueia o movimento subsequente da frente de transformação. Ao bloquear o crescimento da
plaqueta ferrítica, esta deformação plástica localizada, conduz a que cada “sub-unidade” tenha uma
dimensão máxima muito inferior ao tamanho do grão austenítico dentro do qual a referida “sub-unidade”
se formou.
Tal como para a martensite, também na bainite a minimização da energia elástica associada à distorção
inerente à transformação conduz à formação de plaquetas. Por outro lado, como as plaquetas ferríticas da
bainite se formam, tal como para a amrtensite, como resultado de um movimento coordenado dos átomos
existirá uma relação de orientação entre a austenite e a bainite. Esta relação é tal que os planos e as
direcções cristalográficas mais compactas de cada estrutura se apresentarão aproximadamente paralelos,
seguindo de perto uma relação do tipo Kurdjumov-Sachs.
Como já foi referido, a bainite superior forma-se na sequência de um processo de nucleação de ferrite, a
qual tem uma solubilidade em carbono muito reduzida (< 0,02 wt% C). O crescimento posterior da ferrite
conduz ao enriquecimento em carbono da austenite remanescente. Este enriquecimento em carbono da
austenite induz a precipitação de cementite na austenite presnte entre as “sub-unidades” de ferrite. A
quantidade de cementite depende da concentração em carbono do aço. Elevados teores em carbono dão
origem a micro-estruturas em que as plaquetas de ferrite estão separadas por folículos contínuos de
cementite. No caso de baixos teores em carbono forma-se uma dispersão de partículas de cementite. A
cementite precipita segundo uma relação de orientação de “Pitsch”:
[0 0 1]Fe3C || [ -2 2 5]gamma
[1 0 0]Fe3C || [ 5 -5 4]gamma
[0 1 0]Fe3C || [ -1 -1 0]gamma

A adição de elementos de liga como o Al e o Si que retardam a formação de cementite pode levar à
supressão da formação de cementite. Obtém-se então uma bainite constituída por ferrite bainítica e por
austenite residual enriquecida em carbono. A micro-estrutura final poderá ainda conter martensite
resultante da transformação da austenite residual em martensite durante o arrefecimento.
A bainite inferior tem uma micro-estrutura muito semelhante à da bainite superior. A maior diferença está
em que, na bainite inferior, as partículas de cementite também precipitam no interior das plaquetas de
ferrite. Surgem por isso duas formas de precipitação de cementite:
- a que resulta da precipitação no seio da austenite enriquecida em carbono, nos espaços entre as plaquetas
de ferrite bainítica,
- a que precipita no seio das plaquetas ferríticas como resultado da sua sobressaturação.
Esta última forma de precipitação apresenta uma relação de orientação do tipo da descrita por
Bagaryatski, própria também da “martensite revenida”:
[0 0 1] Fe3C || [ -1 0 1]alpha
[1 0 0] Fe3C || [ 1 1 1]alpha
[0 1 0] Fe3C || [ -1 2 -1]alpha
Para além da cementite, outros carbonetos podem estar presentes na bainite. Consoante a composição
química e a temperatura de transformação, outros carbonetos de transição poderão precipitar em primeiro
lugar. Nos aços de mais alto teor em carbono, contendo p.e. mais de 1wt% Si, pode surgir o carboneto ε.
Contrariamente ao que sucede com a “martensite revenida”, a precipitação de cementite na bainite inferior
ocorre segundo uma única variante de relação de orientação, formando um ângulo de cerca de 60º com a
direcção de crescimento da plaqueta de ferrite. Na “martensite revenida” os carbonetos tendem a formar
arranjos do tipo Wimanstatten. A presença de uma orientação única nos carbonetos precipitados na ferrite
da bainite inferior pode resultar do facto de a nucleação destes carbonetos ocorrer na interface
austenite/ferrite; os carbonetos tenderão então a adoptar como orientação a que melhor se adapte tanto à
austenite como à ferrite.
Os carbonetos na bainite inferior são extremamente finos (alguns nm de espessura e cerca de 500 nm de
comprimento). Devido a esta precipitação no seio das plaquetas ferríticas, resta menos carbono para ser
segregado para a austenite remanescente. Isto significa que na bainite inferior a precipitação de cementite
localizada entre as plaquetas de ferrite é constituída por um menor número de partículas e de menores
dimensões, comparativamente com a bainite superior. Como consequência, a bainite inferior é geralmente
mais tenaz e mais resistente à deformação que a bainite superior.

The shape change
The invariant-plane strain (IPS) surface relief caused by the growth of bainitic ferrite has a large shear
strain component of 0.24 in addition to the volume strain (0.03) on transformation Figure. There is
therefore, a coordinated movement of atoms as the transformation occurs. Consistent with this, the iron
and substitutional solutes such as Mn, Si, Ni, Mo and Cr, have been demonstrated using high resolution
techniques to be frozen into position during transformation Figure. The change in crystal structure is
therefore achieved by a deformation of the austenite crystal. If the strain is elastically accommodated, then
the strain energy of bainitic ferrite amounts to about 400 J/mol. Some of the strain can be relaxed by
plastic deformation in the adjacent austenite.
These pictures are taken at atomic resolution though the reproduction here does not do justice to the
original work. (a) A field-ion micrograph of a vertical interface beween austenite and bainitic ferrite. (b)
An image using just the iron atoms. (c) An image using just the silicon atoms. (d) An image using just the
carbon atoms. The substitutional atoms clearly are frozen during transformation. After Bhadeshia and
Waugh, Acta Metallurgica, volume 30 (1982) 993-998.
The movement of interstitial atoms during the change in crystal structure does not influence the
development of surface relief. Conversely, the observation of relief cannot yield information about
whether or not carbon diffuses during transformation.
Carbon in bainite
It is simple to establish that martensitic transformation is diffusionless, by measuring the local
compositions before and after transformation. Bainite forms at somewhat higher temperatures where the
carbon can escape out of the plate within a fraction of a second. Its original composition cannot therefore
be measured directly.
There are three possibilities. The carbon may partition during growth so that the ferrite may never contain any excess carbon.
The growth may on the other hand be diffusionless with carbon being trapped by the advancing interface. Finally, there is an
intermediate case in which some carbon may diffuse with the remainder being trapped to leave the ferrite partially
supersaturated. It is therefore much more difficult to determine the precise role of carbon during the growth of bainitic ferrite
than in martensite.
Diffusionless growth requires that transformation occurs at a temperature below T0 , when the free energy of bainite becomes
less than that of austenite of the same composition. A locus of the T0 temperature as a function of the carbon concentration is
called the T0 curve, an example of which is plotted on the Fe-C phase diagram in Figure. Growth without diffusion can only
occur if the carbon concentration of the austenite lies to the left of the T0 curve.
An illustration of the T-zero construction on the Fe-C phase diagram. Austenite with a carbon concentration
less than that given by the T-zero curve can in principle transform without diffusion. But diffusionless
transformation is not possible even in principle, if the austenite has more carbon than given by the T-zero
curve. Alpha refers to ferrite and Gamma to austenite.
Suppose that the plate of bainite forms without diffusion, but that any excess carbon is soon afterwards rejected into the
residual austenite. The next plate of bainite then has to grow from carbon-enriched austenite ( Figure a). This process must
cease when the austenite carbon concentration reaches the T0 curve. The reaction is said to be incomplete, since the austenite
has not achieved its equilibrium composition (given by the Ae3 curve) at the point the reaction stops. If on the other hand, the
ferrite grows with an equilibrium carbon concentration then the transformation should cease when the austenite carbon
concentration reaches the Ae3 curve.

(a) The incomplete reaction phenomenon. If bainite grows without diffusion, but with the carbon escaping
from the plate immediately after growth ceases, then the next plate must grow from enriched-austenite. By
this mechanism the reaction must stop at the T-zero curve. (b) Actual experimental data confirming the T-
zero curve.
It is found experimentally that the transformation to bainite does indeed stop at the T0 boundary (Figure b). The balance of the
evidence is that the growth of bainite below the BS temperature involves the successive nucleation and martensitic growth of
sub-units, followed in upper bainite by the diffusion of carbon into the surrounding austenite. The possibility that a small
fraction of the carbon is nevertheless partitioned during growth cannot entirely be ruled out, but there is little doubt that the
bainite is at first substantially supersaturated with carbon.
These conclusions are not significantly modified when the strain energy of transformation is included in the analysis.
There are two important features of bainite which can be shown by a variety of techniques, e.g. dilatometry, electrical
resistivity, magnetic measurements and by metallography. Firstly, there is a well defined temperature BS above which no bainite
will form, which has been confirmed for a wide range of alloy steels. The amount of bainite that forms increases as the
transformation temperature is reduced below the BS temperature. The fraction increases during isothermal transformation as a
sigmoidal function of time, reaching an asymptotic limit which does not change on prolonged heat treatment even when
substantial quantities of austenite remain untransformed. Transformation in fact ceases before the austenite achieves its
equilibrium composition, so that the effect is dubbed the "incomplete-reaction phenomenon".
These observations are understood when it is realised that growth must cease if the carbon concentration in the austenite
reaches the T0 curve of the phase diagram. Since this condition is met at ever increasing carbon concentrations when the
transformation temperature is reduced, more bainite can form with greater undercoolings below BS. But the T0 restriction means
that equilibrium, when the austenite has a composition given by the Ae3 phase boundary, can never be reached, as observed
experimentally. A bainite-finish temperature BF is sometimes defined, but this clearly cannot have any fundamental
significance.
Kinetics
The rate of the bainite reaction needs to be considered in terms of a number of distinct events. A sub-unit nucleates at an
austenite grain boundary and lengthens at a certain rate before its growth is stifled by plastic deformation within the austenite.
New sub-units then nucleate at its tip, and the sheaf structure develops as this process continues. The overall lengthening rate of
a sheaf is therefore smaller than that of an individual sub-unit because there is an interval between the formation of successive
sub-units. The volume fraction of bainite depends on the totality of sheaves growing from different regions in the sample.
Carbide precipitation events also influence the kinetics, primarily by removing carbon either from the residual austenite or from
the supersaturated ferrite.
Little is known about the nucleation of bainite except that the activation energy for nucleation is directly proportional to the
driving force for transformation. This is consistent with the theory for martensite nucleation. However, unlike martensite,
carbon must partition into the austenite during bainite nucleation, although the nucleus then develops into a sub-unit which
grows without diffusion.
The scale of individual plates of ferrite is too small to be resolved adequately using optical microscopy, which is capable only
of revealing clusters of plates. Using higher resolution techniques such as photoemission electron microscopy it has been
possible to study directly the progress of the bainite reaction. Not surprisingly, the lengthening of individual bainite platelets
has been found to occur at a rate which is much faster than expected from a diffusion-controlled process. The growth rate is
nevertheless much smaller than that of martensite, because the driving force for bainite formation is smaller due to the higher
transformation temperatures involved. The platelets tend to grow at a constant rate but are usually stifled before they can
traverse the austenite grain.

The lengthening rate of a sheaf is slower still, because of the delay caused by the need to repeatedly nucleate new sub-units.
Nevertheless, sheaf lengthening rates are generally found to be about an order of magnitude higher than expected from carbon
diffusion-controlled growth. Measurements have also been made of the thickening of bainite sheaves, a process which appears
to be discontinuous, the thickness increasing in discrete steps of about 0.5 micrometer. These step heights correlate with the
size of the sub-units observed using thin foil electron microscopy. The thickening process therefore depends on the rate at
which sub-units are nucleated in adjacent locations within a sheaf.
These overall transformation characteristics, i.e. the change in the fraction of bainite with time, temperature, austenite grain
structure and alloy chemistry are therefore best considered in terms of a TTT diagram. A simplified view is that the TTT
diagram consists of two separable C-curves. The one at higher temperatures describes the evolution of diffusional
transformation products such as ferrite and pearlite, whereas the lower C-curve represents displacive reactions such as
Widmanstatten ferrite and bainite. In lean steels which transform rapidly, these two curves overlap so much that there is
apparently just one curve which is the combination of all reactions. As the alloy concentration is increased to retard the
decomposition of austenite, the two overlapping curves begin to become distinct, and a characteristic "bay" develops at about
the BS temperature in the TTT diagram. This bay is important in the design of some high-strength (ausformed) steels which have
to be deformed in the austenitic condition at low temperatures before the onset of transformation.
The transition from upper to lower bainite
As the isothermal transformation temperature is reduced below BS , lower bainite is obtained in which carbides precipitate in
the ferrite, with a correspondingly reduced amount of precipitation from the austenite between the ferrite. This transition from
upper to lower bainite can be explained in terms of the rapid tempering processes that occur after the growth of a supersaturated
plate of bainite. Excess carbon tends to partition into the residual austenite by diffusion, but the supersaturation may also be
reduced by precipitation in the ferrite.
The time required for a supersaturated plate of ferrite to decarburise by diffusion into austenite is illustrated in Figure for a
typical steel. At elevated temperatures the diffusion is so rapid that there is no opportunity to precipitate carbides in the ferrite,
giving rise to an upper bainitic microstructure. Cementite eventually precipitates from the carbon-enriched residual austenite.
The time required to decarburise a supersaturated plate of bainite. A short time leads to an upper bainitic
microstructure because there is no opportunity for carbides to precipitate in the ferrite. After Takahashi
and Bhadeshia, Materials Science and Technology, volume 6 (1990) 592-603.
As the transformation temperature is reduced and the time for decarburisation increases, some of the carbon has an
opportunity to precipitate as fine carbides in the ferrite, whereas the remainder partitions into the austenite, eventually to
precipitate as inter-plate carbides. This is the lower bainite microstructure. Because only a fraction of the carbon partitions into
the austenite the inter-plate carbides are much smaller than those associated with upper bainite. This is why lower bainite with
its highly refined microstructure is always found to be much tougher than upper bainite, even though it usually has a much
higher strength.
A corollary to the mechanism of the transition from upper to lower bainite is that in steels containing high concentrations of
carbon, only lower bainite is ever obtained. The large amount of carbon that is trapped in the ferrite by transformation simply
cannot escape fast enough into the austenite so that precipitation from ferrite is unavoidable. Conversely, in very low carbon
steels, the time for decarburisation is so small that only upper bainite is obtained by transformation at all temperatures between
the pearlite-finish and martensite-start temperatures.
It is also possible to obtain mixtures of upper and lower bainite by isothermal transformation. As upper bainite forms first, the
residual austenite becomes richer in carbon and the tendency to form lower bainite increases as the transformation progresses.
Granular bainite
Granular bainite is a term frequently used to describe the bainite that occurs during continuous cooling transformation. This

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