Têmpera Bainítica do Aço G15 Special

Materiais Metálicos
TÊMPERA BAINÍTICA EM BANHO DE SAIS DO
AÇO G15 SPECIAL (AISI 3415)
TRABALHO M14.92
Docente:
Eng.º Jorge Lino
Agradecimentos:
Emília do Rosário Rocha Soares
Trabalho realizado por:
Filipe Giesteira Nº 201306293
António Postiga Nº 2013062

Trabalho M14.92 Têmpera Clássica e Austêmpera – G15 Special
Faculdade de Engenharia da Universidade do Porto Página I
Conteúdos
1. Resumo e objectivos visados................................................................................. 1
2. Lista de Figuras .................................................................................................. 2
3. Revisão Bibliográfica .......................................................................................... 3
3.1. Tratamentos Térmicos...........................................................................................3
3.1.1. Têmpera ...............................................................................................................................3
3.1.1.1. Aquecimento e Austenitização.......................................................................................3
3.1.1.2. Temperatura de Austenitização.....................................................................................4
3.1.1.3. Estágio à Temperatura de Têmpera (Tempo de Austenitização) ...............................4
3.1.1.4. Arrefecimento..................................................................................................................5
3.1.1.5. Temperabilidade .............................................................................................................5
3.1.2. Têmpera Bainítica...............................................................................................................6
3.1.2.1. Transformação Bainítica................................................................................................7
4. Estudo do Material.............................................................................................. 8
4.1. O G15 Special........................................................................................................8
4.1.1. Classificação, Composição Química e Microestrutura ....................................................8
4.1.2. Influência dos Elementos de Liga ......................................................................................9
4.1.3. Normas ...............................................................................................................................12
4.1.4. Propriedades e Características Mecânicas e Tecnológicas ............................................12
4.2.1. Generalidades ....................................................................................................................12
4.2.2. Aços de Cementação..........................................................................................................13
4.2.3. Principais Aplicações Industriais.....................................................................................13
5. Previsão de Resultados ...................................................................................... 14
5.1. Pontos de Transformação .................................................................................... 14
5.1.1. Cálculo do ponto Eutectóide.............................................................................................14
5.1.2. Cálculo de Ac1...................................................................................................................15
5.1.3. Cálculo de Ac3...................................................................................................................16
5.1.4. Cálculo de MS ....................................................................................................................17
5.1.5. Cálculo do Tempo de Estágio de Austenitização ............................................................17
5.2. Características do material no estado de fornecimento........................................ 18
5.2.1. Microestrutura ..................................................................................................................18
5.2.2. Dureza ................................................................................................................................19
5.3. Austêmpera ......................................................................................................... 20
5.3.1. Projeto do Ciclo Térmico da Austêmpera.......................................................................20
5.3.2. Características do Material após Austêmpera................................................................20
5.3.2.1 Microestrutura..............................................................................................................20
5.3.2.2. Dureza............................................................................................................................21
5.4. Têmpera Clássica ................................................................................................ 21
5.4.1. Projeto do Ciclo Térmico da Têmpera Clássica .............................................................21
5.4.2. Características do Material após Têmpera Clássica ......................................................22
5.4.2.1. Microestrutura..............................................................................................................22
5.4.2.2. Dureza............................................................................................................................22
6. Técnicas operatórias utilizadas .......................................................................... 23
6.1. Tratamento para observação Microscópica ......................................................... 23

Faculdade de Engenharia da Universidade do Porto Página II
6.1.1. Desbaste da Superfície ......................................................................................................24
6.1.2. Polimento ...........................................................................................................................24
6.1.3. Ataque químico..................................................................................................................24
6.2. Observação Microscópica.................................................................................... 25
6.2.1. Estado de fornecimento ....................................................................................................25
6.2.2. Após Têmpera Bainítica ...................................................................................................26
6.2.3. Após Têmpera Clássica.....................................................................................................27
6.3. Medição de Durezas............................................................................................. 27
6.3.1. Estado de fornecimento ....................................................................................................28
6.3.2. Após Têmpera Bainítica ...................................................................................................28
6.3.3. Após Têmpera Clássica.....................................................................................................28
7. Comparação entre a Dureza e Microestrutura obtida nos dois Tratamentos
Térmicos.................................................................................................................. 30
8. Trabalho Futuros.............................................................................................. 31
9. Referências Bibliográficas................................................................................. 32
10. Anexo ............................................................................................................ 33

Faculdade de Engenharia da Universidade do Porto Página 1
1. Resumo e objectivos visados
A correta definição do projeto do ciclo térmico consiste num dos passos mais importantes
na realização de um qualquer tratamento térmico. Aspetos como as características mecânicas e
tecnológicas finais desejadas, toleranciamentos dimensionais e custos envolvidos irão
condicionar todo o projeto do tratamento.
Com a realização deste trabalho pretendemos, para umas dadas condições finais
previamente estabelecidas, selecionar e desenvolver um projeto de um ciclo térmico que vá de
encontro a tais requisitos. O estudo das propriedades mecânicas obtidas após tratamento
térmico, bem como a microestrutura final do material serão tópicos também devidamente
abordados.
O objectivo proposto para o presente trabalho, começou por ser a obtenção de uma
estrutura 100% bainítica por austêmpera. Contudo, dadas as condições de trabalho ou
características do material (nomeadamente a composição química) rapidamente percebemos que
este nunca seria cumprido na íntegra. Reinventando um pouco o conceito de têmpera clássica,
sugerimos ao nosso orientador, o eng. Jorge Lino, a introdução de um parâmetro de estudo
definido pelo próprio tratamento térmico de têmpera. Procurou-se então recorrer a este
tratamento térmico não com intuito convencional de obter uma estrutura martensítica, mas antes
como uma forma, não muito ortodoxa, de maximizar a quantidade de bainite obtida.
Seguindo uma ordem racional de trabalho, é lógico proceder previamente à correta
definição do background, do aço em estudo, a nível metalúrgico: composição química;
microestrutura inicial; tratamentos térmicos, mecânicos ou ainda químicos a que foi submetido;
bem como a sua classificação e comparação com outros materiais do mesmo grupo. Esta análise
prévia de diversos diagramas de arrefecimento e quadros de propriedades relativos ao material
culminará com a previsão dos resultados esperados.
Como forma de conclusão do presente trabalho, iremos proceder a uma interpretação e
fundamentação teórica dos resultados obtidos experimentalmente e conjeturar acerca de
pequenos afastamentos do plano prático em relação ao plano teórico.

2. Lista de Figuras
Figura 1 - Projeto de ciclo térmico genérico de uma têmpera clássica. ___________________ 6
Figura 2 - Projeto de ciclo térmico genérico de uma têmpera bainítica.___________________ 7
Figura 3 - Composição química do aço G15 Special para diferentes qualidades, consoante a
norma referenciada (Ramada, 2009). _____________________________________ 8
Figura 4 - Percentagem de cada elemento para que possa ser considerado elemento de liga
(Soares, 2009). _______________________________________________________ 8
Figura 5 - Esboço da estrutura de um aço ligado hipoeutectóide com baixo teor em carbono
(Ferreira, 2012). ______________________________________________________ 9
Figura 6 - Efeito do Cr e do Ni no domínio austenítico, para valores percentuais escalonados de
cada elemento (Barralis, Maeder, Silva, 2005). ______________________________ 9
Figura 7 - Influência de cada elemento de liga na temperatura Ae1 (para condições de
histerese, é considerada uma aproximação relativamente boa de Ac1) (Barralis,
Maeder, Silva, 2005). _________________________________________________ 10
Figura 8 - Influência de cada elemento de liga na translação horizontal do ponto eutectóide
(Barralis, Maeder, Silva, 2005). _________________________________________ 10
Figura 9 - Tendência para a formação de carbonetos (Barralis, Maeder, Silva, 2005). _______ 11
Figura 10 - Influência do Ni e do Cr nas propriedades mecânicas (Soares, 2009). __________ 11
Figura 11 - Normas que regem o aço G15 Special (Ramada Aços, 2015). _________________ 12
Figura 12 - Principais propriedades mecânicas do aço G15 Special (Ramada Aços, 2015). ___ 12
Figura 13 - Comparação entre as composições químicas dos aços em questão. ___________ 14
Figura 14 - Deslocação horizontal do ponto eutectóide devido aos elementos de liga.______ 15
Figura 15 - Gráfico do ensaio dilatométrico do aço G15 Special (Ferreira, 2012). __________ 16
Figura 16 - Esquema da microestrutura no estado de fornecimento (Ferreira, 2012)._______ 19
Figura 17 - Projeto do ciclo térmico de Têmpera Bainítica aplicado à amostra 14.92.2. _____ 20
Figura 18 - Projeto do Ciclo Térmico de Têmpera Clássica aplicado à amostra 14.92.3. _____ 21
Figura 19 - Foto da amostra antes do desbaste. ____________________________________ 23
Figura 20 - Imagem comparativa entre a superfície da amostra já polida (direita) e uma
superfície resultante do corte do provete (esquerda). _______________________ 23
Figura 21 - Fotografia metalográfica da amostra 14.92.1 observada no microscópio ótico. __ 25
Figura 22 - Fotografia metalográfica da amostra 14.92.3 observada ao microscópio ótico. __ 26
Figura 23 - Fotografia metalográfica da amostra 14.92.2 observada ao microscópio ótico. __ 27
Figura 24 - Medições de dureza no estado recozido. ________________________________ 28
Figura 25 - Medições de dureza após austêmpera.__________________________________ 28
Figura 26 - Medições de dureza após têmpera clássica. ______________________________ 28
Figura 27 - Dureza máxima em função da percentagem de Carbono (Soares, 2009). _______ 29
Figura 28 - Comparação de durezas após tratamentos. ______________________________ 30

3. Revisão Bibliográfica
3.1. Tratamentos Térmicos
O tratamento de um aço pode ser definido como o conjunto de operações e processos
físicos a que este é sujeito de modo a melhorar as suas propriedades mecânicas e tecnológicas.
Existindo uma panóplia apreciável de tratamentos, estes podem ser divididos consoante a
natureza do seu processo físico (Soares, 2009).
Mecânicos a quente:
 Forjamento
 Laminagem
 Estampagem
Mecânicos a frio:
 Estiragem
Térmicos:
 Recozido
 Têmpera
 Revenido
Termomecânicos:
 Ausforming
 Marsforming
 Marforming
Termoquímicos:
 Cementação
 Nitruração
 Carbonitruração
 Sulfonação
Superficiais:
 Cromagem Dura
 Niquelagem
 PVD
 CVD
Apenas serão abordados os tratamentos térmicos efectuados no âmbito deste relatório
(têmpera clássica e austêmpera).
3.1.1. Têmpera
À semelhança dos restantes tratamentos térmicos, a têmpera apresenta três etapas
fundamentais: aquecimento; estágio e arrefecimento. De seguida, abordaremos cada uma destas
fases detalhadamente.
3.1.1.1. Aquecimento e Austenitização
A austenitização é a operação na qual o produto ferroso é levado a uma temperatura tal
que a constituição se torne austenítica (NF EN 10052). Para uma correta austenitização de uma
dada peça é necessário ter em consideração:

 Condutibilidade Térmica do aço constituinte
Aços muito ligados apresentam valores de condutibilidade térmica baixos. Durante o seu
aquecimento criam-se gradientes de temperatura significativos que causam tensões internas.
Estas podem mesmo levar a distorções e até fracturas. Com o intuito de diminuir este efeito
nefasto, geralmente procede-se ao aquecimento em degraus da peça.
 Massividade e Geometria da Peça
Peças de grandes volumes e geometrias complexas potenciam gradientes de temperatura e
austenitizações não uniformes. Para além disso, incrementam o risco de sobreaquecimento em
arestas e convergências ou concordâncias vivas de material (com consequente crescimento
exagerado do grão e fragilização da estrutura). Para temperaturas de austenitização
excessivamente elevadas o aço pode mesmo queimar. Tal fenómeno ocorre quando as
impurezas e precipitados fundem, formando finas camadas de vidro aquando da sua
solidificação. Estas películas frágeis não apresentam qualquer coesão com o grão.
 Descarborização da peça
Devido às altas temperaturas de trabalho (as temperaturas de austenitização podem ir
desde os 850ºC, para aços pouco ligados ou sem liga, até temperaturas superiores a 1000ºC,
para aços de difícil austenitização) a atmosfera do forno torna-se altamente oxidante. Ora, esta
atmosfera, quando não controlada, leva à descarborização mais ou menos profunda da superfície
da peça. Existem várias formas de controlar o processo de descarborização (Soares, 2009).
Opções económicas:
 Embrulho da peça em papel de jornal
 Empacotamento da peça em caixas cheias de coque queimado
Fornos de atmosfera controlado:
 Banho de sais
 Leito Fluidizado
 Fornos a vácuo
3.1.1.2. Temperatura de Austenitização
A temperatura de austenitização difere para os aços hipoeutectóides e aços
hipereutectóides. Esta diferença verifica-se uma vez que o objectivo da austenitização em cada
um dos casos difere também. Os aços hipoeutectóides, regra geral, são aços de baixa dureza
devido à sua baixa percentagem de carbono. É então mais vantajoso realizar-se uma
austenitização total da peça, de modo a maximizar a quantidade de martensite (constituinte mais
duro do que a ferrite ou a perlite) após arrefecimento. Resulta então que a temperatura de
austenitização (Tɣ) é geralmente dada por Tɣ = Ac3+50ºC para os aços hipoeutectóides. A
constante que faz com que Tɣ difira de Ac3 é introduzida com o intuito de assegurar uma
austenitização total e a dissolução de carbonetos precipitados que provoca o enriquecimento em
carbono da austenite e consequente aumento da dureza da martensite final.
Ao contrário dos aços hipoeutectóides, os aços hipereutectóides para além do constituinte
eutectóide ou perlítico, apresentam na sua constituição cementite proeutectóide (constituinte
cuja dureza pode chegar aos 2000HV). Ora, sendo a cementite mais dura do que a própria
martensite, é de todo o interesse que esta fique como constituinte final. Surge então a
necessidade de realizar uma austenitização parcial, de modo a que seja apenas ultrapassado o
limite de estabilidade da perlite. A temperatura de austenitização é então dada por Tɣ = Ac1
+50ºC (Soares, 2009).
3.1.1.3. Estágio à Temperatura de Têmpera (Tempo de Austenitização)
O tempo de austenitização, ou estágio à temperatura de têmpera, é essencialmente função
da massividade da peça. Este estágio tem como objectivo a homogeneização da temperatura em
toda a peça e assegurar que a peça, em todo o seu volume e não apenas na superfície, foi
austenitizada. Tal como a temperatura de austenitização, o tempo de estágio influencia o

crescimento de grão da austenite bem como o grau de descarborização da peça (caso não se
proceda ao controlo da atmosfera do forno) podendo assim, em caso de estágios excessivos,
provocar a fragilização da peça (Soares, 2009).
3.1.1.4. Arrefecimento
O arrefecimento, ou têmpera, corresponde à etapa que confere o nome ao próprio
tratamento térmico, realçando desde já importância desta fase. O arrefecimento mais ou menos
brusco permite a transformação da austenite em condições mais ou menos afastadas das
condições de equilíbrio (descritas pelos diagrama de equilíbrio). Consoante o objectivo seja a
obtenção de martensite ou bainite, esta velocidade de arrefecimento terá que ser
respectivamente superior ou inferior à velocidade crítica superior de têmpera (VCST). A
velocidade crítica superior de têmpera pode ser entendida como a velocidade de arrefecimento
de uma peça, a partir da qual se dá a formação de 100% de martensite após têmpera. Este
arrefecimento, ou velocidade de arrefecimento, é função da massividade e geometria da peça,
bem como do meio de arrefecimento utilizado.
A partir da teoria da condução térmica, facilmente entende-se que peças com maiores
dimensões sofrem menores variações da sua temperatura num mesmo intervalo de tempo.
Consoante a complexidade geométrica da peça, as leis de arrefecimento para cada ponto da peça
ou os gradientes de temperatura na peça serão mais ou menos marcados. Tal como no
aquecimento, a fase de arrefecimento também origina tensões internas provocadas por
gradientes de temperatura. Admitindo que a possibilidade de alterar o design da peça, bem como
as suas dimensões, é restrita ou quase nula, a velocidade de arrefecimento vai ser manipulada
precisamente pelo meio de arrefecimento.
Os meios de arrefecimento apresentam diferentes poderes de arrefecimento ou níveis
energéticos. Quanto maior o nível energético de um dado meio, maior será a capacidade de
retirar calor da peça, logo maior será a velocidade de arrefecimento. Os meios mais comuns são
a água, o óleo de têmpera e o ar atmosférico parado, ordenados por ordem decrescente de poder
de arrefecimento. É de notar que tanto a composição como a temperatura de cada meio se
encontram devidamente tabeladas e normalizadas. Possíveis variações a estes meios base, com o
intuito de criar condições de arrefecimento intermédias, são perfeitamente aceitáveis. A adição
de 5% de soda cáustica (NaOH), ou 10% de sal à água, permitem aumentar o poder de
arrefecimento. No entanto, a adição de sabão tem precisamente o efeito contrário. Estes são
apenas alguns exemplos destas variações (Soares, 2009).
3.1.1.5. Temperabilidade
A temperabilidade pode ser definida como a maior ou menor facilidade em obter uma
estrutura 100% martensítica após têmpera. Dito por outras palavras, consiste na aptidão que
uma liga apresenta para, sendo sujeita a arrefecimentos cada vez mais lentos, continuar a ser
possível a obtenção de 100% martensite e necessitar de um menor esforço técnico para evitar a
formação de agregados ferrite-carbonetos.
Factores como a composição química da liga e as condições de austenitização
influenciam a temperabilidade de um aço.
 A presença em abundância de elementos de liga em solução na austenite (com a exceção
do Co, que potencia a germinação de carbonetos) dificulta a nucleação dos carbonetos,
aumentando assim a temperabilidade.
 Os precipitados e inclusões consistem em pontos favoráveis para a germinação de ferrite,
diminuindo assim a temperabilidade.
 O tamanho de grão é determinado essencialmente pela temperatura de austenitização,
bem como o tempo de austenitização. Quanto maior o tamanho de grão, menor será o
número de grãos por unidade de área, bem como menor será a área ou espaço das juntas
de grão. Ora, a germinação da ferrite ocorre precisamente nos limites de grão, se há um
menor espaço para a sua nucleação a temperabilidade aumenta com o tamanho de grão. É
importante notar que o tamanho de grão da austenite não deve nem é um factor de

controlo da temperabilidade. Isto porque o seu aumento implica uma diminuição de todas
as propriedades mecânicas da liga (Alves, Marques, Silva, 2013).
A quantificação da temperabilidade é materializada por:
 Diagramas TRC
 Curvas de penetração ou Diagramas em U
 Diâmetro Crítico
 Ensaio Jominy
Apenas será desenvolvida a análise de diagramas TRC como quantificação da
temperabilidade, uma vez que foi a única utilizada. A sobreposição de transparentes de curvas
de arrefecimento sobre o diagrama TRC permite obter diretamente, caso a curva de
arrefecimento seja exatamente tangente ao nariz da curva em C de início de transformação, ou
por interpolação de dois feixes de arrefecimento vizinhos, a velocidade crítica superior de
têmpera. Esta pode ser expressa pelo intervalo de tempo que decorre desde o arrefecimento do
aço de 700ºC a 300ºC. Quanto maior for o intervalo, maior será a temperabilidade.
Nota: Todos os parâmetros relacionados com a temperabilidade, e até o próprio conceito,
têm embebido o objectivo de obtenção de martensite após têmpera. Numa têmpera clássica, é o
que geralmente se sucede. Já numa têmpera bainítica ou austêmpera, o objectivo é a obtenção de
uma maior quantidade de bainite. Contudo é importante realçar que o objectivo pretendido com
a aplicação de uma têmpera clássica no âmbito deste projeto será precisamente a obtenção de
bainite.
O projeto térmico genérico de uma têmpera clássica é representado de forma esquemática
no gráfico seguinte.
Figura 1 - Projeto de ciclo térmico genérico de uma têmpera clássica.
3.1.2. Têmpera Bainítica
Todos os conceitos e parâmetros iniciais de definição do ciclo térmico como
aquecimento, temperatura e tempo de austenitização são automaticamente transferíveis para o
projeto da austêmpera. A particularidade da austêmpera tem início com a introdução de um
banho de sais isotérmico, logo após a austenitização (completa ou parcial, dependendo de se
tratar de um aço hipoeutectóide ou hipereutectóide respectivamente).
A temperatura de banho de sais é imediatamente superior à temperatura MS de modo a
maximizar quantidade de bainite obtida bem como de garantir uma bainite inferior com
melhores características mecânicas. Facilmente se conclui que a definição da temperatura de
estágio isotérmico está intimamente relacionada com a correta previsão da temperatura MS. Já
que a escolha de uma temperatura de estágio abaixo de MS real, provocará a formação de
martensite, inviabilizando todo o tratamento térmico.
O tempo do estágio isotérmico está relacionado com a composição química do próprio
aço e com o objectivo final pretendido. A composição química do aço determina a extensão
horizontal do domínio bainítico, definido no diagrama TTT específico do aço, que influencia

diretamente o tempo que é necessário sujeitar a peça, para que a transformação isotérmica da
austenite se processe. Um outro parâmetro que convém referir, consiste no facto de a
austêmpera poder ser total ou parcial. Na austêmpera total a transformação isotérmica é levada
até ao fim (ponto determinado pelo diagrama TTT). Caso se pretenda a obtenção de uma
estrutura bainite + martensite (que irá conferir à peça um aumento ligeiro de dureza com a
consequente perda de alguma tenacidade) reduz-se o tempo de estágio. Levando assim à
formação de martensite a partir da austenite não transformada isotermicamente. O balanço das
quantidades destas duas estruturas será mediado precisamente pelo tempo em banho de sais.
Ao contrário da têmpera convencional, em que o arrefecimento constitui o parâmetro
fundamental do projeto do ciclo térmico, uma vez que geralmente trabalhamos com
transformações isotérmicas (exceptuando o caso da austêmpera parcial) este não será um fator
tão preponderante. Contudo convém salientar que a passagem do estágio de austenitização para
o banho de sais acarreta um arrefecimento que pode provocar o aparecimento de estruturas
ferrítica, situação que afectará aços com tempos de incubação mais reduzidos. O arrefecimento
posterior ao banho de sais não tem qualquer influência na transformação bainítica, pelo que
normalmente se processa ao ar (Alves, Marques, Silva, 2013).
3.1.2.1. Transformação Bainítica
Com o abaixamento da temperatura de estágio isotérmico, o processo de difusão atómica
é cada vez mais lento, levando à substituição da transformação perlítica pela transformação
bainítica. A fase nucleante neste tipo de transformação (especialmente para aços
hipoeutectóides) é a ferrite.
Existem dois tipos de bainite, quanto à sua estrutura e propriedades.
 Bainite Superior
Forma-se na zona superior do domínio bainítico, por ripas de ferrite alternadas com
precipitados de carbonetos de ferro orientados de forma paralela. Estes precipitados conferem à
bainite superior uma resiliência reduzida.
 Bainite Inferior
Em oposição à bainite superior, esta forma-se em zonas do domínio bainítico próximas da
temperatura MS. A temperaturas cada vez mais baixas, a ferrite forma-se agora com uma
estrutura acicular. Este abaixamento de temperatura de estágio isotérmico tem também como
consequência uma diminuição do processo de difusão do Carbono, o que leva agora à sua
precipitação no interior das agulhas ferrítica sob a forma de plaquetas finas semicoerentes com a
matriz. Ao contrário do que acontecia na bainite superior, a precipitação destes carbonetos leva
a um endurecimento do constituinte bainítico, sem a caraterística de perda de resiliência e
tenacidade das bainites superiores.
Figura 2 - Projeto de ciclo térmico genérico de uma têmpera bainítica.

4. Estudo do Material
4.1. O G15 Special
4.1.1. Classificação, Composição Química e Microestrutura
O aço, a ser estudado quanto ao seu teor em carbono, pode ser classificado como
hipoeutectóide (%C <0.86 %), apresentando valores compreendidos no intervalo [0.10-0.18] %
em percentagem mássica.
Quanto à quantidade de elementos de liga é classificado como um aço pouco ligado ou de
baixa liga (%EL <5%) (Soares, 2009). Contudo, como apresenta um valor fronteira de
elementos de liga (%ELmax <4.75 %) no limite pode ser considerado como um aço de média
liga. A sua composição química típica é dada, em percentagem mássica, pela tabela seguinte.
%C 0.10 – 0.18
%Si <0.40
%Mn 0.40 – 0.70
%Cr 0.60 – 0.90
%Mo —
%Ni 3.00 – 3.50
%P <0.035
%S <0.035
Figura 3 - Composição química do aço G15 Special para diferentes qualidades, consoante a norma
referenciada (Ramada, 2009).
Como é possível verificar, estamos na presença de um aço ligado ao Crómio e ao Níquel
(aço ao Crómio-Níquel), já que os restantes elementos (elementos normais de elaboração) não
ultrapassam os valores limite das percentagens admissíveis para que possam ser considerados
aços com liga. A tabela seguinte dá as percentagens mínimas no aço, de cada elemento, para que
esse possa ser considerado elemento de liga.
Elemento químico
Silício (Si) 0.50%
Manganês (Mn) 1.65%
Crómio (Cr) 0.30%
Níquel (Ni) 0.30%
Molibdénio (Mo) 0.08%
Vanádio (V) 0.10%
Tungsténio (W) 0.10%
Cobalto (Co) 0.10%
Titânio (Ti) 0.05%
Cobre (Cu) 0.40%
Alumínio (Al) 0.10%
Fósforo (P) + Enxofre (S) 0.12%
Figura 4 - Percentagem de cada elemento para que possa ser considerado elemento de liga
(Soares, 2009).
Devido ainda à sua baixa percentagem de carbono, e alguma adição de elementos de liga,
este aço pode ser enquadrado no subgrupo dos aços de cementação (Soares, 2009), sendo assim
ideal para tratamento termoquímico de cementação da sua superfície e posterior têmpera e
revenido. Obtém-se assim uma peça com o núcleo bastante tenaz, e uma envolvente com dureza
assinalável. O facto de possuir alguns elementos de liga melhora a sua temperabilidade (um dos
efeitos da adição de elementos de liga é precisamente deslocar o nariz das curvas nos diagramas
TRC para a direita), permitindo muitas vezes um arrefecimento a óleo (para uma peça de

massividade média), o que por si só implica um melhor toleranciamento dimensional
(arrefecimentos em meios mais energéticos causam piores acabamentos superficiais com
possíveis distorções) e uma peça mais sã (com menores tensões residuais).
O aço é fornecido no estado recozido (aquecimento acima de Ac3 e arrefecimento lento
no forno, com compatibilização da microestrutura com a microestrutura do Diagrama de
Equilíbrio), apresentando cerca de 3 constituintes à temperatura ambiente. Sendo um aço
hipoeutectóide, uma análise não muito fundamentada do diagrama de equilíbrio (já que o aço,
apesar de não apresentar muita liga, continua a ser algo ligado, o que modifica o diagrama de
equilíbrio) permite prever o aparecimento de:
 Ferrite (Fe α) pró-eutectóide, em grandes quantidades
 Perlite (constituinte eutectóide), formado pela reação eutectóide isotérmica
Fe ɣ Fe α + Cementite (Fe3C)
 Carbonetos precipitados em baixas quantidades.
Tendo ainda em conta as suas aplicações a nível tecnológico, este aço pode ser
classificado como um aço para moldes (classificação atribuída pelo próprio fornecedor). A sua
baixa percentagem de carbono possibilita uma boa maquinabilidade (característica com grande
importância na formação plástica dos moldes).
O aço em estudo, pela estrutura que apresenta à temperatura ambiente, pode ainda ser
classificado de ferrito-perlítico. Tal estrutura é evidenciada no esboço seguinte.
Figura 5 - Esboço da estrutura de um aço ligado hipoeutectóide com baixo teor em carbono
(Ferreira, 2012).
4.1.2. Influência dos Elementos de Liga
Os elementos de liga presentes no aço G15 Special, quanto à modificação da extensão do
domínio austenítico (Fe ɣ) ou ferrítico (Fe α), podem ser classificados em gamagenos e
alfagenos respectivamente. Como a própria designação sugere, os elementos gamagenos
deslocam o ponto eutectóide (Ac1) do diagrama de equilíbrio para baixo. Pelo contrário, os
alfagenos deslocam o ponto eutectóide para cima, aumentando assim o domínio ferrítico. O
Níquel é o único elemento de liga presente neste material com carácter gamageno, já o Crómio
apresenta um carácter alfagenos. Esta influência de cada elemento de liga no domínio gama (ɣ)
é bem visível na figura seguinte.
Figura 6 - Efeito do Cr e do Ni no domínio austenítico, para valores percentuais escalonados de
cada elemento (Barralis, Maeder, Silva, 2005).

Logo, apenas a partir da análise do carácter dos vários elementos de liga, não é possível
inferir uma posição média para o ponto eutectóide (ponto de grande importância para
determinar a temperatura de austenitização dos aços hipoeutectóides, como veremos de
seguida), isto porque a posição deste será definida pelo efeito ponderado de cada elemento de
liga. Ora tal como já foi referido, e é evidenciado de forma mais sintética no gráfico seguinte, o
G15 Special apresenta tantos elementos de liga gamagenos (Ni) como alfagenos (Cr).
Figura 7 - Influência de cada elemento de liga na temperatura Ae1 (para condições de histerese, é
considerada uma aproximação relativamente boa de Ac1) (Barralis, Maeder, Silva, 2005).
Para determinadas condições fronteira, como percentagens de Carbono e/ou percentagens
elementos de liga compreendidas dentro de certos intervalos, foram desenvolvidas correlações
estatísticas de dados experimentais. A fórmula utilizada para prever o ponto eutectóide do aço
G15 Special será a correlação de Andrews, válida para aços fracamente ligados e com %C
<0.6%.
Nota: Para além do recurso a fórmulas estatísticas já existentes, com vista à determinação
minimamente segura do ponto eutectóide, também se recorrerá a ensaios dilatométricos do G15
Special, bem como a informações sugestivas presentes em vários catálogos do ramo
profissional.
Para além das possíveis translações verticais, os elementos de liga também provocam
uma translação horizontal do ponto eutectóide. Regra geral, esta translação do ponto eutectóide
no diagrama de equilíbrio toma o sentido da direita para a esquerda (com a exceção do Silício e
do Vanádio para percentagens mais elevadas). Esta deslocação implica uma diminuição da
percentagem de Carbono da perlite e uma diminuição da percentagem da ferrite pro-eutectóide
(Fe α), com consequente aumento da percentagem do constituinte perlítico. Por outras palavras,
o G15 Special terá uma perlite com percentagem de Carbono sempre inferior à de um aço não
ligado com a mesma percentagem de Carbono na liga, contudo uma maior percentagem de
perlite em relação ao mesmo aço. O aço G15 Special, em relação a este tópico, apresenta
elementos de liga com efeito comum, como é possível observar pelo seguinte gráfico (Alves,
Marques, Silva, 2013).
Figura 8 - Influência de cada elemento de liga na translação horizontal do ponto eutectóide
(Barralis, Maeder, Silva, 2005).

Quanto à sua afinidade termodinâmica com o carbono, os elementos de liga podem
classificar-se em carborígenos e não carborígenos. Os elementos carborígenos apresentam maior
afinidade termodinâmica com o carbono formando quer cementites ligadas ((Fe,X)3C), quer
carbonetos especiais ((Fe,X)mCn). Os elementos de liga não carborígenos reagem
essencialmente com a ferrite, dissolvendo-se nesta. É então possível definir um coeficiente de
repartição de um dado elemento, consoante este tenha uma dupla afinidade ou uma afinidade
mais exclusiva para uma dada fase. O coeficiente de repartição bem como a(s) fase(s) a ligar são
apresentadas na tabela seguinte para os três elementos de liga do G15 Special (Barralis,
Maeder, Silva, 2005).
Fases a ligar
Elementos Coeficiente de repartição Ferrite Carbonetos
Ni Nulo Sim Não
Cr Intermédio Sim Sim (forte tendência para formar
cementites ligadas)
Figura 9 - Tendência para a formação de carbonetos (Barralis, Maeder, Silva, 2005).
Como é possível observar, o Níquel não forma carbonetos, encontra-se pois dissolvido na
matriz ferrítica (quer no estado recozido, quer no estado temperado). O efeito de dissolução do
Níquel tem como consequência um aumento da resistência mecânica do aço e uma elevação da
temperatura de transição frágil-dúctil. Tem ainda uma ação indireta na temperatura de transição
frágil-dúctil ao controlar a formação de precipitados fragilizantes. O facto de ser um elemento
altamente gamageno (diminuição da percentagem de Carbono da ferrite), aliado ao efeito de
diminuição da solubilidade de Carbono e Nitrogénio na ferrite, diminui o envelhecimento do
aço por encruamento (resistência ao encruamento, propriedade com pouco interesse prático para
a realização deste projeto) (Barralis, Maeder, Silva, 2005).
Os elementos de liga também influenciam a forma e estrutura dos diagramas TTT e TRC.
Todos os elementos de liga à exceção do Cobalto promovem uma translação na horizontal das
curvas em “S” do diagrama TTT e das curvas em “C” do diagrama TRC para a direita. Em
termos de translação vertical da linha MS, todos os elementos de liga à exceção do Cobalto
fazem baixar a temperatura de Martensite Start (MS). Para além do efeito de translação
horizontal e vertical, os elementos de liga podem modificar a forma em “S” característica dos
diagramas TTT dos aços ao carbono em duas curvas em “C”, separando assim, de forma clara,
os domínios perlíticos e bainíticos. Os elementos carborígenos (neste caso o Cr) promovem a
separação dos domínios perlíticos e bainíticos. Já os elementos não carborígenos (neste caso o
Ni), ao contrário dos carborígenos, não provocam uma modificação apreciável da forma das
curvas dos diagramas. A própria percentagem de carbono também influencia.
A presença de certos elementos de liga de forma individual, como temos observado,
altera as propriedades mecânicas do material. A tabela seguinte apresenta de uma forma
resumida e meramente indicativa (já que a combinação de elementos de liga pode potenciar ou
inibir os efeitos que cada elemento provocaria individualmente) o contributo de cada elemento
de liga para a alteração das propriedades mecânicas do aço G15 Special.
Elementos de Liga
Propriedade Mecânica Ni Cr
Dureza ↑ ↑↑
Resistência à tração (Rp) ↑ ↑↑
Limite de elasticidade (σE) ↑ ↑↑
Alongamento (ε) ≈ ↓
Tenacidade ao Choque ≈ ↓
Resistência ao Desgaste ↓ ↑
Figura 10 - Influência do Ni e do Cr nas propriedades mecânicas (Soares, 2009).

4.1.3. Normas
As normas que regem a composição química do G15 Special, bem a suas conversões e
equivalências internacionais são dadas pela tabela.
EURONORM AISI DIN UNE
— 3415 14 NiCr 14 F-1540
Figura 11 - Normas que regem o aço G15 Special (Ramada Aços, 2015).
4.1.4. Propriedades e Características Mecânicas e Tecnológicas
As propriedades mecânicas do material, como se depreende, serão um reflexo da sua
composição química e efeito dos elementos de liga presentes, bem como da sua microestrutura.
Não deixa de ser importante realçar que a veracidade da afirmação anterior apenas está
assegurada pelo facto de o aço G15 Special ser fornecido no estado recozido, próximo do estado
indicado por uma análise do diagrama de equilíbrio da liga (caso a elaboração de tal documento
fosse praticável). Segundo o catálogo do fornecedor da amostra em estudo, o aço é fornecido no
estado recozido com uma dureza média de 250HB (≈263HV). Devido à sua baixa percentagem
de carbono, é considerado um aço de baixa resistência, pelo que após têmpera o núcleo não
temperado apresenta grandes níveis de tenacidade ao choque e ductilidade considerável. Este
conjunto de propriedades mecânicas possibilita uma boa maquinabilidade (propriedade
tecnológica) que antecede a cementação da superfície. Esta maquinabilidade, em termos
práticos ou industriais, traduz-se num melhor acabamento superficial bem como num menor
desgaste da ferramenta. Uma suma das principais propriedades mecânicas mencionadas segundo
o fornecedor da amostra, empresa Ramada, está representada na tabela seguinte.
Dureza <250 HB
Tensão Limite de Elasticidade (σE ou σ0.2) >75 MPa
Tensão após Rotura (σR) 90 a 135 MPa
Extensão após Rotura (ε) 9%
Figura 12 - Principais propriedades mecânicas do aço G15 Special (Ramada Aços, 2015).
O facto de possuir alguma liga confere ao G15 Special uma temperabilidade razoável,
propriedade tecnológica com grande importância no tratamento por cementação, já que permite
um arrefecimento após carburação em meios menos energéticos, permitindo um melhor
toleranciamento dimensional, melhor acabamento superficial e uma diminuição das tensões
residuais e distorções.
4.2. Aços para Moldes para Materiais Plásticos e Vidros
4.2.1. Generalidades
O fabrico de moldes é uma etapa muito importante na produção de um qualquer produto.
As contínuas exigências de altas rentabilidades obriga à utilização crescente de aços de grande
qualidade para a concepção dos moldes, bem como das partes mais importantes das máquinas
(como cilindros, bicos, etc...). Todo o processo de concepção e fabrico envolve custos
avultados, surgindo o tratamento térmico dos moldes como uma etapa semifinal ou mesmo
final, sendo que o seu insucesso acarretaria perdas consideráveis. É então necessário submeter
estes aços a controlos apertados, como o grau de pureza, homogeneidade, aptidão para o
polimento ou texturização e propriedades mecânicas. Surgem assim diferentes subgrupos de
aços para moldes, consoante o tratamento térmico a que serão sujeitos bem como à natureza
(corrosiva, abrasiva, etc...) do polímero que estarão em contacto (Soares, 2009).

4.2.2. Aços de Cementação
Este grupo de aços para moldes apresenta como propriedades mecânicas genéricas uma
boa tenacidade ao choque no núcleo e ductilidade considerável, bem como uma boa resistência
ao desgaste e dureza superficial.
A dureza superficial é obtida essencialmente por cementação e têmpera seguida de
revenido, sendo função da composição química, e da camada cementada. A tenacidade e
ductilidade do núcleo serão essencialmente função da percentagem de carbono da liga.
Como propriedades tecnológicas que os destacam como aços para moldes temos uma
excelente aptidão para o polimento e uma boa maquinabilidade por arranque de apara e por
cunhagem a frio (apresenta coeficientes de encruamento baixos como foi referido).
Os principais aspectos negativos deste tipo de aços consistem numa excessiva variação
dimensional após tratamento térmico (típica das cementações) e fraca resistência à corrosão,
razões pelas quais a sua aplicação centra-se em moldes de pequenas dimensões e complexidade
moderada em que o polímero a moldar não apresenta uma natureza corrosiva muito acentuada
(Soares, 2009).
4.2.3. Principais Aplicações Industriais
Como o próprio nome sugere, uma das aplicações irá consistir no fabrico de moldes para
vidros e plásticos. Contudo, a sua aplicação extravasa largamente o fabrico de moldes. Como
aços de cementação, as suas aplicações industriais de um modo genérico centrar-se-ão à volta de
engrenagens de todo o tipo, sujeitas a grandes esforços e choques, sendo a resistência do núcleo
das peças o critério mais relevante na escolha destes aços de cementação (nota devidamente
evidenciada pelo próprio fornecedor como informação sugestiva). Casos particulares da
aplicação do aço em estudo serão: rodas de coroa, pinhões, satélites, cavilham, casquilhos,
rótulas de direção, cambotas, árvores de torno, cruzetas e diferenciais de cardans, sem-fins e
varas de excêntricos (Rol Metais, 2015).

5. Previsão de Resultados
Devido à inexistência de informação específica sobre o aço G15 Special, nomeadamente
diagramas TTT e TRC, nos Atlas da especialidade ou na ficha técnica disponibilizada pelo
próprio fornecedor, foi necessário recorrer a diagramas de aços idênticos.
Como alternativa recorreu-se ao diagrama TTT (consultar figura A do anexo) do aço
12NC15 AFNOR, cuja compatibilidade, tanto em percentagem de Carbono como de Elementos
de Liga, é bastante boa.
Embora a aproximação ao aço 15NC12 fosse boa, não se tinha acesso ao seu diagrama
TRC, daí se ter recorrido ao diagrama TRC (consultar figura B do anexo) de outro aço, o
14NC11 AFNOR. A semelhança entre o G15 Special e o 14NC11 não é tão boa, principalmente
devido à discrepância em percentagens de Níquel, cuja diferença entre os aços é de 0.56%
(%Ni14NC11 = 2.69% e %NiG15Special = 3.25%), o que já é considerável.
Composição Química
%C %Cr %Ni
G15 Special 0.14 0.75 3.25
12NC15 0.13 0.86 3.42
14NC11 0.12 0.70 2.69
Figura 13 - Comparação entre as composições químicas dos aços em questão.
Como a maioria dos elementos de liga deslocam as curvas do diagrama TRC para a
direita, e como o aço G15 Special possui mais Níquel, é desde já possível inferir que o G15
Special possuirá maior temperabilidade.
5.1. Pontos de Transformação
5.1.1. Cálculo do ponto Eutectóide
Para o cálculo do ponto eutectóide vamos recorrer à fórmula de M. Aall (Alves, Marques,
Silva, 2013).
Formulação geral:
%C = 0.86 - 0.09*(%Mn) - 0.065*(%Cr) - 0.03*(% Ni) - 0.13*(%Mo) - 0.3*(%V) -
0.06*(%Co) - 0.08(%Ti)
Aplicação ao aço G15 Special:
%C= 0.86 - 0.065*(0.75) - 0.03*(3.25) = 0.71 %
Os valores usados foram os valores médios segundo a norma AISI 3415.
 % Cr = 0.75 %
 % Ni= 3.25 %

A ilustração do deslocamento horizontal do ponto eutectóide no esquema seguinte
evidencia a diminuição da percentagem de ferrite quando comparado com um aço ao carbono
com a mesma percentagem de Carbono.
Figura 14 - Deslocação horizontal do ponto eutectóide devido aos elementos de liga.
Nota: O cálculo do ponto eutectóide, tendo em conta a presença de elementos de liga, é
de grande importância, uma vez que permite uma melhor estimativa da percentagem de
constituintes que se espera observar na amostra à temperatura ambiente.
5.1.2. Cálculo de Ac1
Como já foi referido anteriormente, a linha Ac1 pode ser estimada por vários métodos.
 Correlações estatísticas de dados experimentais
Para o cálculo de Ac1 iremos recorrer à correlação de Andrews (Alves, Marques, Silva,
2013), cujas condições de validade são:
 Aços fracamente ligados
 Aços com %Carbono <0.6%
Formulação geral:
Ac1 (º C) =727 - 10.7*(%Mn) - 16.9*(%Ni) + 29.1*(%Si) + 16.9*(%Cr) +
6.38*(%W) + 290(%As)
Ac1 (ºC) = 727 – 16.9*(3.25) + 16.9*(0.75) = 685ºC
 Diagramas Dilatométricos
O ensaio dilatométrico tem como princípio base a diferença de solubilidade do Carbono
na fase ferrítica e na fase austenítica. Como é previsto pela teoria atómica, com o aquecimento
contínuo a agitação molecular aumenta progressivamente. Com o aumento da agitação
molecular dá-se a natural dilatação da amostra. Contudo, quando se dá a transformação da
ferrite em austenite, como a última apresenta um fator de ocupação atómico superior, ocorre
uma contração. Esta contração irá ser detectada durante o ensaio marcando assim o início da
transformação ferrite-austenite, ou seja, obtém-se a temperatura Ac1.
Esta contração prolonga-se por mais algum tempo até uma parte substancial do carbono
em solução sólida ser dissolvido em solução intersticial. Quando o limite de solubilidade da fase
austenítica é atingido inicia-se então uma nova expansão volúmica da amostra, expansão esta
que ocorre devido ao aumento da agitação térmica (novamente). Por observação e registo da
temperatura a que esta expansão ocorre é possível inferir por fim a temperatura Ac3 do aço em
análise.

Pela análise do gráfico seguinte, obtido através de um ensaio dilatométrico, é possível
estimar a temperatura Ac1, que seria de 704ºC, e a temperatura Ac3, que seria de 786ºC.
Figura 15 - Gráfico do ensaio dilatométrico do aço G15 Special (Ferreira, 2012).
Nota: É importante ter sempre presente que podem existir erros de leitura, falta de
resolução e mesmo erros inerentes ao próprio ensaio.
5.1.3. Cálculo de Ac3
A temperatura Ac3 (de grande importância para o projeto do ciclo térmico) pode ser
estimada por diferentes métodos.
 Ensaio Dilatométrico (já estimada juntamente com Ac1)
Para o cálculo de Ac3 iremos recorrer à correlação de Andrews (Alves, Marques, Silva,
2013), cujas condições de validade são:
Formulação Geral:
Ac3 (ºC) = 912 - 203√ – 30*(%Mn) - 15.2*(%Ni) + 44.7*(%Si) + 104*(%V) +
31.5*(%Mo) + 13.1*(%W)
Ac3 (º C) = 912 -203√ – 15.2*(3.25) = 786.64ºC
Nota: Os valores obtidos pelas correlações estatísticas afastam-se ligeiramente dos
valores obtidos experimentalmente, contudo este erro de precisão pode ser considerado
perfeitamente admissível (<2.7 % para a temperatura Ac1 e <0.09% para a temperatura Ac3).
Vale ainda a pena realçar que se procurou aplicar um conjunto mais variado de ferramentas de
cálculo e estimativa para os vários parâmetros de controlo do ciclo, não fugindo a temperatura
Ac3 a este caso. Para além do objetivo claramente académico, o conhecimento da existência
deste tipo de ferramentas estatísticas é importante no caso em que dados experimentais, como o
caso do ensaio dilatométrico, não existem para o aço em análise. Em suma, a temperatura Ac3
usada para o cálculo posterior de MS foi a obtida por ensaio dilatométrico, Ac3 = 786ºC, por ser
mais fiável.

5.1.4. Cálculo de MS
Para a previsão da temperatura de início da formação de Martensite (MS) recorreremos a
dois métodos.
 Diagrama TTT
Por observação do diagrama TTT do aço 12NC15 é possível estimar que MS ≈ 380ºC.
Para o cálculo de MS iremos recorrer à correlação de Andrews e à fórmula de Eldis.
As condições de validade da correlação de Andrews (Alves, Marques, Silva, 2013) são:
Formulação Geral:
MS (º C) = 539 – 423*(%C) - 30.4*(%Mn) - 17.7*(%Ni) - 12.1*(%Cr) – 11*(%Si) -
(%Mo)
MS (º C) = 539 - 423*(0.14) - 17.7*(3.25) - 12.1*(0.75) = 413ºC
As condições de validade da correlação de Eldis (Alves, Marques, Silva, 2013) são:
 0.1<%C <0.8
 %Si <1.5
 0.35< %Mn <1.80
 %Mo <0.9
 %Cr <1.5
 %Ni <4.5
Formulação Geral:
Ms (ºC) = 531 - 391.2*(%C) - 43.3*(%Mn) - 21.8*(%Ni) - 16.2*(%Cr)
Aplicação ao aço G15Special:
Ms (ºC) = 531 - 391.2*(0.14) - 21.8*(3.25) - 16.2*(0.75) = 393ºC
Nota: Devido ao caráter mais restritivo e às condições de aplicabilidade da correlação de
Eldis mais apertadas, esta permite estimar com maior precisão e exatidão a temperatura MS do
que a correlação de Andrews, mais abrangente em termos de critérios de aplicação.
Nota: Ambos os resultados corroboram a estimativa obtida por análise do diagrama TTT
(≈380ºC).
5.1.5. Cálculo do Tempo de Estágio de Austenitização
Para a previsão do Tempo de Estágio de Austenitização (tɣ) iremos recorrer a dois
métodos.
 Diagrama TTT e Diagrama TRC
O tempo de estágio de austenitização aconselhado, tanto no diagrama TTT como no
diagrama TRC, é de 30min.
 Fórmulas empíricas aproximadas
Esta fórmula empírica (Soares, 2009) tem como condição que o aço seja fracamente
ligado (%EL< 5%).
Formulação Geral:
tɣ = 5min *г / ; em que г é a espessura média da peça em mm.

Aplicação à nossa amostra:
tɣ = 5*20/5 = 20min
O tempo de austenitização utilizado no ciclo térmico será então dado pela média
aritmética dos valores obtidos.
tɣ = (30 + 20) / 2 = 25 min
5.1.6. Cálculo da Temperatura de Austenitização
Para a determinação da temperatura de estágio de austenitização da nossa amostra,
podemos recorrer a três meios.
 Indicações do próprio fornecedor
Segundo o catálogo do próprio fornecedor do G15 Special, a temperatura de
austenitização para têmpera genérica (não especifica o tratamento térmico) está compreendida
no intervalo Tɣ = [830; 880] ºC.
 Diagrama TTT e Diagrama TRC
A temperatura de austenitização aconselhada, tanto no diagrama TTT como no diagrama
TRC, é de cerca de 850ºC.
Nota: A indicação no diagrama TTT indica que a temperatura de austenitização é
bastante superior à temperatura Ac3. Isto deve-se ao facto de se introduzir coeficientes de
segurança para que todos os carbonetos sejam dissolvidos, de modo que a percentagem de
Carbono na austenite seja o mais próximo possível da percentagem de Carbono no aço.
 Formulas empíricas aproximadas
Para um aço hipoeutectóide, a temperatura de austenitização é dada de forma aproximada
pela fórmula (Soares, 2009) indicada a seguir.
Formulação Geral:
Tɣ (ºC) = Ac3 + 50
Aplicação ao G15 Special:
A temperatura Ac3 utilizada é a obtida por ensaio dilatométrico, pois é considerada a
mais correta de entre as que estão disponíveis.
Tɣ = 786 + 50 = 837ºC
Nota: É importante notar que as temperaturas obtidas pelos dois métodos se encontram
perfeitamente dentro do intervalo proposto pelo fornecedor.
É importante referir que, visto que a temperatura Ac3 foi obtida por ensaio dilatométrico,
a temperatura de austenitização obtida pela fórmula empírica garante com bastante certeza que o
aço austenitizará completamente.
5.2. Características do material no estado de fornecimento
5.2.1. Microestrutura
 Análise quantitativa (tendo em conta a deslocação horizontal do ponto eutectóide
devido à ação dos elementos de liga)
É importante realçar que esta análise é meramente indicativa já que, apesar de ter em
conta a deslocação horizontal do ponto eutectóide, não tem em conta a presença de precipitados
formados a partir dos elementos de liga.
 %Ferrite (Fe α) = = 84%
 %Perlite = = 16%

 %Fase (α) = = 98%
 %Fase (Cementite) = = 2%
 Análise Qualitativa
Um esboço possível da microestrutura observada ao microscópio ótico seria algo
semelhante à figura seguinte. Notar que as proporções relativas tentaram ser mantidas o mais
fiel possível à estimativa de percentagens de constituintes determinada anteriormente. Para além
disso, representou-se também os carbonetos de crómio precipitados que não se dissolveram na
matriz, ao contrário do Níquel. Estes carbonetos não foram contabilizados na análise
quantitativa. Contudo, como é de esperar, a percentagem destes será reduzida, já que a
percentagem média de Crómio no aço será próxima dos 0.75%, e parte deste Crómio é
efetivamente dissolvido na matriz ferrítica, já que este elemento não possui um coeficiente de
repartição nulo. É ainda importante realçar a estrutura globular da perlite, devido ao baixo teor
em Carbono do aço.
Figura 16 - Esquema da microestrutura no estado de fornecimento (Ferreira, 2012).
5.2.2. Dureza
Admitindo valores médios de dureza para a perlite e para a ferrite, podemos estimar a
dureza da nossa amostra no estado fornecido (recozido de amaciamento) a partir do cálculo de
cada uma das fases. Para isso vamos então recorrer à Regra das Misturas.
Durezas médias:
 Perlite = 180 HV
 Ferrite = 80 HV
Formulação Geral da Regra das Misturas:
Dureza = ∑
Dureza = 84*80 + 16*180 = 96 HV
Nota: É necessário realçar que o cálculo desta dureza média espectável da amostra não
teve em conta a presença de elementos de liga. Os precipitados em solução sólida de Níquel na
matriz ferrítica provocam um aumento acentuado da dureza deste constituinte. Para além do
Níquel, o Crómio também reage com a ferrite. Contudo, devido ao seu coeficiente de repartição
médio, bem como à sua presença em quantidades muito inferiores à do Níquel, o seu efeito
sobre a matriz será seguramente menos acentuado. Ao contrário do Níquel, este forma também
cementites ligadas, cuja variação de dureza será menos expressiva devido à dureza muito
elevada da cementite. Em suma, a aplicação da regra das misturas (com valores médios
avançados) corresponde apenas a um cálculo de carácter meramente académico.

A dureza máxima indicada pelo fornecedor na ficha técnica específica do aço G15
Special é de 250HB (≈263HV). Será com este valor, seguramente mais correto do que o obtido
pela regra das misturas, que se irão basear as nossas previsões teóricas da dureza no estado
inicial.
5.3. Austêmpera
5.3.1. Projeto do Ciclo Térmico da Austêmpera
Para a concepção do tratamento térmico e do seu ciclo é necessário recorrer à temperatura
de austenitização e à temperatura de formação da martensite anteriormente estimadas, e
determinar a temperatura e o tempo de estágio em banho de sais. Será durante este estágio que
ocorrerá transformação térmica da austenite. O tempo de estágio em banho de sais é estimado a
partir do diagrama TTT do aço 12NC15. A temperatura do banho de sais também será estimada
a partir do diagrama TTT e do cálculo de MS por correlações estatísticas.
Como é possível observar pelo diagrama TTT, o tempo de estágio é de cerca de 7h a 8h.
Contudo, uma vez que a composição química para a qual o diagrama foi concebido varia
ligeiramente em relação ao aço da amostra, foi introduzido uma constante de segurança de 4h
para que a transformação bainítica terminasse com um grau de certeza razoável.
Para o estabelecimento da temperatura de banho de sais adoptou-se uma postura um
pouco conservadora para que a transformação de martensite nunca tivesse início, situação que
fugiria ao objectivo central do trabalho, obtenção de uma estrutura bainítica. Para tal adicionou-
se uma constante de segurança de 20ºC à temperatura MS obtida por indicação no diagrama
TTT. Após extensa procura em bibliografia da especialidade, não encontramos uma relação
minimamente geral para a obtenção da temperatura de estágio em banho de sais a partir da
temperatura MS.
A partir dos dados obtidos anteriormente é então possível projetar o ciclo térmico da
austêmpera.
Figura 17 - Projeto do ciclo térmico de Têmpera Bainítica aplicado à amostra 14.92.2.
5.3.2. Características do Material após Austêmpera
5.3.2.1 Microestrutura
Pela análise do diagrama TTT é possível concluir que o objectivo principal (obtenção de
uma estrutura 100% bainítica) não será cumprido. Após austêmpera espera-se obter uma
estrutura ferritico-bainítica. Como é possível observar pelo diagrama TTT, para uma
temperatura de estágio em banho de sais entre os 380ºC e os 400ºC, a linha 50% de austenite
transformada (linha a traço interrompido) encontra-se ainda em domínio ferrítico. Ora tal
implica uma predominância do constituinte ferrítico face à bainite, mesmo após têmpera
(%Ferrite>%Bainite).
É expectável que a Bainite obtida apresente uma estrutura não muito acicular, típica da
bainite inferior formada para temperaturas de estágio em banho de sais próximas da temperatura
MS para aços de baixo teor em carbono.
Nota: Este é então o primeiro indício que o aço em análise, não é um aço adequado para a
Austêmpera.

5.3.2.2. Dureza
Recorrendo uma vez mais ao diagrama TTT, caso a transformação da austenite seja
completa, espera-se uma dureza sempre inferior a 35HRC (≈327HV). A informação relativa à
dureza que se consegue retirar do diagrama é algo escassa. O intervalo de durezas admissíveis
percorre um grande espectro de durezas, estando balizado entre 87HRB (≈180HV) e 35HRC
(≈345HV). Ora, é importante evidenciar que o intervalo aqui avançado não é passível de ser
comparado com os valores previstos para a dureza após têmpera clássica, isto porque o
diagrama TRC apresenta um intervalo de durezas teóricas admissíveis bastante mais reduzida,
como se constatará de seguida. A dureza agora prevista permitirá avaliar a escolha da
temperatura de banho de sais e a exatidão de cálculo da temperatura MS. Caso a dureza
experimental ultrapasse o limite dos 345HV, é possível concluir de imediato que a temperatura
MS real, para a qual a formação de martensite teve início, é superior à prevista. Ocorrendo esta
situação, é de esperar uma estrutura ferritico-martensítica.
5.4. Têmpera Clássica
5.4.1. Projeto do Ciclo Térmico da Têmpera Clássica
O projeto do ciclo térmico da têmpera clássica implica o conhecimento da temperatura de
austenitização, anteriormente determinada, do meio de arrefecimento compatível com o
diâmetro médio da amostra e objectivo pretendido.
Figura 18 - Projeto do Ciclo Térmico de Têmpera Clássica aplicado à amostra 14.92.3.
Através da sobreposição de transparentes (curvas de arrefecimento em função do
diâmetro médio da amostra para um dado meio de arrefecimento) sobre o diagrama TRC do aço
14NC11 (consultar figuras C e D do anexo) determinou-se qual o meio de arrefecimento mais
adequado para a maximização da bainite obtida por tratamento térmico.
Para um diâmetro médio de 20mm da amostra, o arrefecimento em óleo de têmpera
permite prever uma estrutura com mais de 80% de bainite e ferrite, como se pode observar pela
sobreposição (figura C do anexo). Já o arrefecimento em água implicaria a formação de
martensite em percentagens consideráveis, fugindo ao objectivo proposto. O arrefecimento ao ar
provocaria a formação de uma quantidade de bainite aproximadamente igual a 30%, como se
pode observar pela sobreposição (figura D).O meio de arrefecimento mais adequado é então o
óleo.
O facto de o meio de arrefecimento selecionado ser o óleo, não implica necessariamente
uma temperabilidade elevada. É necessário considerar que:
 Trata-se de um diâmetro relativamente reduzido. Como já foi referido, quanto menor a
dimensão da peça a tratar, maior a velocidade de arrefecimento para um mesmo meio.
 O objectivo deste tratamento é a obtenção de bainite, como já foi também referido, e o
conceito de temperabilidade tem embebido o objectivo final de obter uma estrutura martensítica.

5.4.2. Características do Material após Têmpera Clássica
5.4.2.1. Microestrutura
Para prever a microestrutura após têmpera vamos recorrer à sobreposição (figura C do
anexo). Para um arrefecimento em óleo de uma peça com diâmetro médio de 20mm, é
expectável obter-se uma percentagem de bainite e ferrite superior a 80%. Os restantes
constituintes dividir-se-ão entre alguma martensite em pequenas quantidades e austenite
residual.
5.4.2.2. Dureza
A dureza, tal como a microestrutura, pode ser estimada pela sobreposição (figura C do
anexo). Tal como é possível observar, a dureza da amostra nunca deverá ser superior a 32.5
HRC (≈323HV), valor obtido por interpolação (consultar imagem E do anexo).
Nota: Os majorantes da dureza do diagrama TRC e do diagrama TTT (323HV e 345HV
respetivamente) não podem ser encarados como valores fiáveis para a dureza expectável após
tratamento, visto que o intervalo entre durezas no diagrama TTT é muito largo comparado ao do
TRC, e oferece uma incerteza elevada. Na verdade, a dureza deverá ser até superior após
têmpera clássica, visto que a percentagem de bainite obtida será maior.

6. Técnicas operatórias utilizadas
6.1. Tratamento para observação Microscópica
O tratamento da superfície a observar ao microscópio óptico compreende três fases,
dependendo cada uma do objectivo da observação bem como do próprio material da amostra.
 Desbaste
O desbaste é a remoção essencial da camada traumatizada pelo corte (devido ao calor e
ao encruamento gerado no processo, algumas zonas podem sofrer pequenas alterações
estruturais) e de uma possível camada de material oxidada. O aplanamento da superfície é
também importante no posicionamento da amostra quer no suporte do microscópio, quer no
suporte da máquina de medição de dureza.
Figura 19 - Foto da amostra antes do desbaste.
 Polimento
O polimento permite um melhor acabamento superficial e elimina riscos mais pequenos
resultantes do processo de desbaste. Após o processo de polimento, caso observássemos a
amostra ao microscópio, a luz que incidisse sobre a superfície metálica polida seria reflectida
uniformemente. É então necessário criar uma reflexão não uniforme, representativa da
heterogeneidade microscópica da amostra. Para tal recorre-se a diferentes técnicas de contraste.
Figura 20 - Imagem comparativa entre a superfície da amostra já polida (direita) e uma superfície
resultante do corte do provete (esquerda).
 Ataque Químico
A técnica de contraste escolhida para este caso foi o ataque químico. Esta técnica consiste
em realçar a microestrutura da amostra através de uma reação distinta (cada fase apresenta
diferentes afinidades ou potenciais electroquímicos) das fases, juntas de grão e das intrusões
com carbonetos ao meio de ataque. A superfície sofre uma série de reações de oxidação-
redução, atuando os constituintes da amostra como ânodos, sofrendo uma reação mais intensa
aqueles quimicamente menos nobres. Será esta mesma diferença de sensibilidade ao reagente

que provocará uma diferenciação física dos vários constituintes, quer por obtenção de cores
diferentes bem como de contraste de relevo.
6.1.1. Desbaste da Superfície
O processo de tratamento superficial iniciou-se com o desbaste manual, sequencial e
progressivo (de uma superfície selecionada para observação) recorrendo para isso a diversas
lixas de Silício (Lixas de Água). As lixas são fixadas a um tambor rotativo, e é precisamente o
movimento relativo entre a lixa e a peça (que é segurada em repouso manualmente) que provoca
a remoção do material. Este tambor é ainda alimentado por um caudal de água para que os
fragmentos de lixas sejam mais facilmente removidos. O desbaste é um processo sequencial, de
tal modo que se recorreu a 4 lixas de água, de modo a que a passagem de uma lixa para outra
não corresponde-se a uma alteração muito significativa do tamanho de grão (da lixa). A
sequência de lixas utilizadas foi a mencionada abaixo:
1º Lixa C Si, 80 grão/
2º Lixa C Si, 180 grãos/
Nota: O tamanho de grão varia na razão inversa ao número de grãos por unidade de área.
 A mudança de lixa de trabalho deu-se sempre com uma rotação de 90 º da amostra,
obtendo-se riscas perpendiculares às produzidas anteriormente. A amostra é então trabalhada até
as riscas causadas pela lixa anterior desaparecerem por completo. É importante realçar este
passo do procedimento já que possibilita uma referência metódica de quando está terminada
cada etapa em cada lixa.
6.1.2. Polimento
O polimento da amostra a analisar é essencial para a eliminação dos riscos (resultantes do
processo de desbaste) que interfeririam na sua observação ao microscópio. A preparação da
amostra foi efectuada recorrendo ao polimento por panos, cuja sequência de utilização é indica
abaixo:
1º Pano de Alumina
2º Pano de Diamante, 3 μm
3º Pano de Diamante, 1 μm
O procedimento utilizado no polimento é ligeiramente diferente ao usado no desbaste
inicial, pois a amostra não é segurada numa posição enquanto o pano roda. Neste caso é suposto
fazer movimentos circulares com a amostra no pano enquanto este roda. A aspecto
macroscópico observado é já o de uma superfície perfeitamente espelhada, e não lisa com riscos
na direção de aplicação do pano, pois os panos não deixam riscos na direção do polimento.
O processo de tratamento mecânico da superfície (desbaste e polimento) é finalizado com
a limpeza de peça em álcool com auxílio de algodão e posterior secagem em secador eléctrico.
Durante a etapa de finalização é necessário evitar tocar na superfície tratada com pena de
contamina-la, dificultando a sua observação ao microscópico. Isto pode, ser resolvido
facilmente, com uma nova passagem no último pano.
6.1.3. Ataque químico
O ataque químico foi realizado com recurso a uma solução alcoólica designada por Nital
2%, que é constituído por HNO₃ (ácido nítrico) dissolvido em álcool (98%). Começa-se por
preencher um vidro de relógio com a solução de Nital, no qual se irá mergulhar a face polida da
amostra. O tempo de ataque no aço G15 Special foi cerca de 45 segundos. Procede-se então a
uma lavagem em água da superfície atacada, de modo a parar a reação. De seguida efetua-se a
limpeza da superfície com um pouco de algodão embebido em álcool, ao mesmo tempo que se
seca a amostra no secador elétrico. A amostra deverá então ser observada ao microscópio.

Nota: O facto de se proceder à observação da amostra imediatamente depois do ataque
químico evita a oxidação excessiva da face trata, o que poderia comprometer a visualização. O
controlo do tempo de ataque foi também um factor que se teve em consideração, pois um tempo
de ataque excessivo pode provocar o enegrecimento da superfície atacada, situação que
implicaria novo polimento e ataque químico.
6.2. Observação Microscópica
6.2.1. Estado de fornecimento
A fotografia metalográfica obtida no estado de fornecimento corrobora as previsões
estruturais iniciais.
Figura 21 - Fotografia metalográfica da amostra 14.92.1 observada no microscópio ótico.
Legenda:
1- Inclusões ou ocos resultantes da remoção de inclusões (à escala utilizada não é
possível a distinção)
2- Matriz Ferrítica
3- Perlite
Como é possível observar, estamos na presença de uma fotografia metalográfica típica de
um aço hipoeutectóide de baixo teor em carbono, pois há um domínio claro do constituinte
ferrítico. A presença de elementos de liga é também notória apesar do aço ser de baixa a média
liga. As intrusões de carbonetos de crómio e cementites ligadas são bem marcadas tal como se
põe em evidência na legenda na imagem.

6.2.2. Após Têmpera Bainítica
A fotografia metalográfica obtida após têmpera bainítica corrobora as previsões
Figura 22 - Fotografia metalográfica da amostra 14.92.3 observada ao microscópio ótico.
Legenda:
3- Bainite
O extenso domínio ferrítico do aço em análise refletir-se-á nos dois tratamentos térmicos
por uma matriz ferrítica de cor esbranquiçada após ataque químico. Como foi previsto, verifica-
se a formação de uma estrutura bainítica, identificada pelos aglomerados de cor negra na
fotografia metalográfica.

6.2.3. Após Têmpera Clássica
A fotografia metalográfica obtida no estado de fornecimento corrobora as previsões
Figura 23 - Fotografia metalográfica da amostra 14.92.2 observada ao microscópio ótico.
Legenda:
3- Bainite + Martensite
A fotografia obtida no microscópio óptico para a amostra sujeita a têmpera é em tudo
muito semelhante à obtida para a amostra austemperada. A presença de ferrite, como foi
referido várias vezes, é inevitável, independentemente da velocidade de arrefecimento a que a
peça fosse sujeita. A única exceção, que no presente trabalho não tem grande relevância, seria o
arrefecimento em água para a obtenção de uma estrutura 100% martensítica. O constituinte
martensítico apresenta uma estrutura semelhante, muitas vezes de impossível distinção da
estrutura bainítica (como é o caso). Ou seja, apenas recorrendo aos dados obtidos pelo ensaio de
dureza é que é possível inferir que a estrutura que surge com cor negra na fotografia
microscópica não é apenas bainite (como no caso da amostra austemperada) mas antes uma
combinação de bainite com martensite.
6.3. Medição de Durezas
A medição da dureza foi realizada recorrendo ao ensaio Vickers. Para os aços, este ensaio
é regido pela norma NF EN ISO 6507-1. O penetrador é feito de diamante e tem uma geometria
piramidal quadrangular. Em todos os ensaios realizados nas nossas amostras a carga aplicada foi
de 40kgf, durante aproximadamente entre 10 a 15 segundos.

6.3.1. Estado de fornecimento
Resultados obtidos:
Ensaio Diagonais (em mm) Dureza Correspondente em HV
1º 0.58*0.58 221
2º 0.59*0.59 213
Figura 24 - Medições de dureza no estado recozido.
Fazendo uma média aritmética dos dois ensaios obtém-se:
Dureza média = HV
Os valores experimentais obtidos diferem significativamente dos valores previstos. Tal
deve-se ao facto de que na previsão de dureza não foi contabilizado o efeito endurecedor dos
elementos de liga. Como já foi referido, o Crómio tem uma forte tendência para formar
cementites ligadas, e estes precipitados apresentam uma dureza muito superior ao resto da
matriz. Pelo contrário, o Níquel apresenta um coeficiente de repartição nulo, apresentando-se
dissolvido em solução sólida na matriz ferrítica. Os elementos intervenientes na ferrite têm
influência ao nível da dureza da própria matriz, bem como da tensão limite de elasticidade. É
importante realçar que a dureza obtida experimentalmente se encontra no intervalo avançado
para o estado de fornecimento dado pelo próprio fabricante (<263HV).
6.3.2. Após Têmpera Bainítica
Resultados obtidos:
1º 0.53*0.53 264
2º 0.53*0.53 264
Figura 25 - Medições de dureza após austêmpera.
Dureza média = HV
A dureza obtida experimentalmente é menor do que 345HV, encontrando-se assim dentro
do intervalo previsto. Pode-se então concluir que este tratamento térmico foi bem-sucedido e
que se maximizou a quantidade de bainite.
6.3.3. Após Têmpera Clássica
Resultados obtidos:
1º 0.44*0.44 383
2º 0.44*0.44 383
Figura 26 - Medições de dureza após têmpera clássica.
Dureza média = HV
Ao contrário do tratamento de austêmpera, em que a dureza medida se encontrou inserida
dentro do intervalo teórico admissível, tal não se verificou no caso do tratamento de têmpera
clássica. A dureza medida experimentalmente ultrapassou em cerca de 70 HV os 310HV
considerados como valor máximo admissível.
A análise da fotografia metalográfica não permite distinguir a formação de um novo
constituinte martensítico. A bainite apresenta uma estrutura muito semelhante para aços de

baixo teor em carbono, para além do que a martensite que se formaria nunca apresentaria
valores representativos. O que pode justificar este aumento de dureza será então a formação
desse mesmo constituinte martensítico, que não pode ser alvo de uma identificação
metalográfica clara.
Para além da possível justificação do aumento de dureza verificado, é necessário também
refletir acerca das possíveis causas para que se desse a formação de martensite em valores acima
do esperado. Voltando ao apontamento feito aquando da escolha do diagrama TRC aproximado,
foi dito que uma possível translação horizontal das curvas do TRC, com sentido da esquerda
para a direita, era previsível na medida que se verificava uma diferença algo significativa entre
os valores de Níquel dos dois aços (cerca de 0.56%). Ora, uma translação deste tipo implica,
para uma mesma curva de arrefecimento (em óleo de têmpera) a formação de maior quantidade
de martensite.
Por fim, resta agora saber de forma qualitativa, o quanto o TRC real (do aço G15 Special)
se afasta do TRC do aço 14NC11. Para isso recorrer-se-á ao gráfico abaixo, devidamente
adaptado, que relacionada a dureza máxima obtida para qualquer aço temperado em meio mais
energético de modo a se obter 100% martensite, em função da percentagem de Carbono.
Figura 27 - Dureza máxima em função da percentagem de Carbono (Soares, 2009).
Tal como é evidenciado pela linha a vermelho, representando a percentagem de Carbono
média do nosso aço (cerca de 0.14%), é possível afirmar que para uma constituição 100%
martensítica (caso que seguramente não se verifica) a dureza máxima é de cerca de 46 HRC (≈
432HV). Não é possível estabelecer qualquer análise quantitativa da percentagem de martensite
formada, a partir da diferença entre este valor máximo e o valor de dureza obtido. Pode-se sim
ter uma noção qualitativa da percentagem de martensite formada. Os cerca de 50HV de
diferença indicam que não se atingiu uma estrutura 100% martensítica. Contudo, é necessário
ter em atenção que o objectivo desta têmpera era a maximização da quantidade de bainite, e não
a obtenção de martensite. Tendo em consideração este aspecto podemos considerar que a
martensite obtida foi já demasiada, o que impede a comparação com os valores de dureza
obtidos após austêmpera.

7. Comparação entre a Dureza e Microestrutura obtida nos dois
Tratamentos Térmicos
A comparação dos resultados de dureza obtidos para os diferentes tratamentos
térmicos é esquematizada no quadro a seguir.
Amostra Tratamento Térmico Dureza medida % Bainite
14.92.2 Têmpera Clássica 383HV <50%
14.92.3 Austêmpera 264HV
Figura 28 - Comparação de durezas após tratamentos.
Como já foi referido ao longo das secções dedicadas à interpretação de resultados,
a comparação dos resultados obtidos para cada um dos tratamentos térmicos deve ser
feita com alguma cautela e moderação. Em primeiro lugar é necessário ter em atenção
que o objectivo central do trabalho era a obtenção de uma estrutura 100% bainítica,
objectivo que rapidamente sofreu uma redefinição após as primeiras análises das
características e propriedades do aço. Face a isto resolveu-se introduzir um novo
tratamento térmico como parâmetro de estudo, cujo objectivo seria a comparação da
quantidade de bainite obtida em cada um dos tratamentos térmicos, bem como a dureza
em função da quantidade de constituinte bainítico.
A austêmpera realizada à amostra 14.92.3 pode ser considerada um sucesso na
medida que se obteve uma quantidade de bainite próxima da quantidade máxima teórica
expectável (sempre inferior a 50%), sem entrar no domínio martensítico. A correta
definição da temperatura de banho de sais, de modo a nunca ultrapassar a temperatura
MS, constituiu um dos parâmetros mais importantes, e de risco, no projeto do ciclo
térmico da austêmpera. Isto porque a previsão errada (por defeito) da temperatura MS
poderia levar à obtenção de uma estrutura quase 100% martensítica (dependendo da lei
de arrefecimento a que a amostra estivesse sujeita durante a passagem do forno para o
banho de sais), inviabilizando os resultados obtidos para esta amostra.
O tratamento da amostra 14.92.2 por têmpera clássica pode ser classificado
negativamente em termos de contributo para o trabalho. Surgindo como um meio
alternativo de maximização da quantidade de bainite, o aparecimento de martensite em
quantidades significativas inviabilizaram a sua utilização como variável de estudo. Caso
o valor máximo teórico previsto de dureza não fosse ultrapassado (o que indicaria que
se tinha formado pouca ou nenhuma martensite), a comparação das suas durezas
permitiria inferir acerca da quantidade de constituinte bainítico formado em cada
tratamento. Isto porque o constituinte ferrítico apresenta sempre uma dureza inferior ao
constituinte bainítico, logo a amostra que apresentasse maior dureza (na condição de
não existência de martensite) apresentaria mais bainite.
Assim, se as condições tivessem sido cumpridas, seria possível determinar qual
dos dois tratamentos térmicos seria mais adequado para a maximização da quantidade
de bainite. Pode-se então concluir que foi errada a escolha do óleo como meio de
arrefecimento na têmpera clássica, e dever-se-ia ter escolhido o ar, pois mesmo que
fosse produzida menos bainite, ao menos seria possível efetuar a comparação entre
tratamentos.
Como nota final é importante realçar que todo o relatório apresenta um caráter
académico, tendo todos os elementos do grupo consciência de que o aço analisado não
apresentava caraterísticas razoáveis para ser austemperado, sendo considerado um aço
para moldes e/ou um aço de cementação, como foi referido no estudo do panorama
geral do aço.

8. Trabalho Futuros
No tratamento térmico de têmpera em óleo deu-se a formação de martensite em
quantidades demasiado elevadas, impossibilitando deste modo a comparação da
quantidade de bainite obtida em cada um dos tratamentos. Seria então aconselhável a
realização futura de uma têmpera ao ar (meio menos energético), de modo a que não
houvesse formação de martensite (ou caso existisse, seria apenas em quantidades
residuais), assegurando assim a existência de uma estrutura ferritico-bainítica, o que
após ensaio de dureza (nas condições descritas no relatório) permitiria comparar a
dureza obtida com a dureza da amostra 14.92.2 sujeita a austêmpera.
Para além da realização de uma nova têmpera, seria também interessante realizar
uma maior gama de ensaios, que cobrissem um espectro mais alargado das propriedades
mecânicas. Ensaios como o ensaio de tração, para a medição da tensão limite de
elasticidade convencional e a tensão de ruptura, e o ensaio Chappy, para a medição da
tenacidade ao choque, cobririam um conjunto de propriedades interessantes e
suficientes para a maioria das aplicações dos aços na construção mecânica. Isto porque a
dureza apenas fornece informações sobre a tensão limite de elasticidade superficial,
podendo ter interesse o conhecimento do comportamento do núcleo quando sujeito a
determinadas solicitações.
Para terminar, a aplicação do procedimento descrito ao longo do relatório, agora
para um aço ótimo para austêmpera (aço com um domínio ferrítico reduzido) também
traria vantagens.

9. Referências Bibliográficas
 ALVES, Fernando ; SILVA, Lucas ; MARQUES, António – Materiais de Construção.
Porto : Publindústria, 2013. 978-989-723-049-3
 SOARES, Joaquim – Aços : características, tratamentos. 6.ª ed. [s.l.] : Ed. do autor, 2009.
978-989-20-1797-6
 BARRALIS, Jean ; MAEDER, Gérard ; SILVA, Lucas – Prontuário de metalurgia:
elaboração, estruturas-propriedades e normalização. Lisboa : Fundação Calouste
Gulbenkian, 2005. 972-31-1106-3
 FAZANO, Carlos – Metalográfica: Auxiliar indispensável aos fundamentos da técnica de
preparação de amostras para trabalhos de rotina e pesquisa em laboratórios de materiais e
metalográficos. São Paulo : Hemus, 1980.
 FERREIRA, André – Determinação de pontos de transformação de fase nos aços
[Relatório]. Porto : [s.n.], 2012
 Ramada – Aços e Indústrias SA – Catálogo Interactivo. [Consult. 28 Abril.2015]
Disponível em:
http://www.ramada.pt/index.php?op=18&PHPSESSID=e66dac026f31dbcf7166ec43c4b7
3829

10. Anexo
 Figura A - Diagrama TTT do aço 12NC15 AFNOR

 Figura B - Diagrama TRC do aço 11NC14 segundo a norma Francesa

 Figura C – Leis de arrefecimento em óleo em função do diâmetro (Nota:
as linhas mais finas pertencem ao transparente de leis, as linhas mais
grossas pertencem ao próprio diagrama TRC)

 Figura D - Lei de arrefecimento em ar em função do diâmetro (Nota: as linhas
mais finas pertencem ao transparente de leis, as linhas mais grossas pertencem
ao próprio diagrama TRC)

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